1、前言

鈦合金因其高比強度、優(yōu)異耐蝕性、良好焊接性和抗疲勞性能，廣泛用于航空航天、船舶、汽車及化工等領(lǐng)域。其中Ti-6A1-4V(TC4)合金是典型的兩相鈦合金，由于其組織穩(wěn)定性高、高溫加工性能及綜合力學性能優(yōu)良，TC4用量約占鈦合金總用量的60%~70%[4-6]。艦船工業(yè)作為國家海洋戰(zhàn)略與國防安全的核心支柱，其發(fā)展水平直接體現(xiàn)綜合國力與科技實力。在“雙碳”目標驅(qū)動與遠海戰(zhàn)略需求牽引下，艦船裝備正加速向高性能、輕量化、長壽命方向發(fā)展[7]。近年來，鈦合金，特別是綜合性能優(yōu)異的TC4合金，被視為極具潛力的艦船結(jié)構(gòu)材料[8]。

TC4鈦合金在艦船領(lǐng)域的規(guī)?；瘧?yīng)用，依然面臨著由板材各向異性帶來的嚴峻挑戰(zhàn)。作為一種典型的a+β型兩相鈦合金，TC4合金中HCP結(jié)構(gòu)的α相極易在板材軋制過程中發(fā)生擇優(yōu)取向，形成織構(gòu)9。這種微觀結(jié)構(gòu)的不均勻性在宏觀上表現(xiàn)為力學性能的各向異性，如強度、塑性等性能在不同測試方向(如軋向RD、橫向TD)存在顯著差異[10,11]。這種差異對于承受復(fù)雜多向載荷的結(jié)構(gòu)件是極其不利的?，F(xiàn)有研究表明，交叉換向軋制可以大幅減小縱橫向力學性能偏差[12]。但目前，國內(nèi)主要鈦板材生產(chǎn)企業(yè)的軋輥寬度均不超過3300mm，受此限制，長度超過10m的超大規(guī)格板材只能進行單向順軋。順軋過程溫降過大時，往往會產(chǎn)生較強的T織構(gòu)，使橫向強度遠高于縱向。

變形后熱處理是優(yōu)化鈦合金微觀結(jié)構(gòu)與服役性能的重要環(huán)節(jié)[13.14]。王儉等[15]發(fā)現(xiàn)TC4鈦合金厚板在940℃退火可誘發(fā)再結(jié)晶，條狀α相部分等軸化，網(wǎng)籃組織向等軸組織發(fā)生過渡。魯媛媛等[16]指出隨著退火溫度的升高，TC4鈦合金的抗拉強度和屈服強度持續(xù)增加。兩相區(qū)熱處理工藝不僅可以調(diào)控α相的特征，也會影響β相含量及形貌，并對冷卻過程中的β轉(zhuǎn)變組織起到?jīng)Q定性影響，然而熱處理工藝對初生α相、次生α相組織轉(zhuǎn)變的變體選擇機制的影響仍不清晰，其對材料各向異性的影響仍未可知。同曉樂17對2mm以下不同軋制厚度TC4鈦合金板材的組織與性能研究表明，隨著板材厚度減小，其強度增大，性能具有各向異性，然而對如何改善各向異性未作深入研究。白新房等[18]分析了TC4鈦合金寬幅厚板的組織形貌及織構(gòu)分布，發(fā)現(xiàn)顯微組織對材料力學性能有顯著影響，但對組織差異導(dǎo)致的各向異性的原因未作深入研究。

針對艦船應(yīng)用場景下大規(guī)格TC4板材各向異性的問題，本文首先確認了不同軋制變形量對TC4鈦合金熱軋板力學行為的影響，在此基礎(chǔ)上對熱軋板進行不同溫度的退火處理，深入解析TC4板材在熱機械加工過程中的組織形成與演變的物理本質(zhì)，探索熱處理工藝參數(shù)對板材微觀組織的調(diào)控規(guī)律，闡明微觀組織特征與板材宏觀力學性能及其各向異性之間的內(nèi)在關(guān)聯(lián)機制，為艦船用大規(guī)格鈦合金板材各向異性調(diào)控提供參考。

2、實驗

實驗所用的TC4鈦合金鑄錠經(jīng)真空自耗電弧爐3次熔煉制備，鑄錠直徑為840mm。鑄錠名義成分(質(zhì)量分數(shù)，%):Ti-6Al-4V，相變點溫度為983℃。鈦合金鑄錠經(jīng)過鍛造制成板坯，然后通過35%、60%和80%不同軋制變形量將鍛造板坯熱軋成820mmx1000mmx2000mm板材，坯料軋制加熱溫度為950℃，終軋溫度700℃。進一步為了研究退火溫度對板材顯微組織的影響，以80%軋制壓下率的熱軋板為研究對象，選擇退火溫度分別為700，800，850，900和950℃，退火時間為60min，隨后空冷至室溫。采用線切割從退火板材上切取試樣，金相試樣采用V_HF:V_HNO3:V_H2O=1:3:6的混合溶液進行腐蝕。EBSD試樣制備使用6%高氯酸+34%正丁醇+60%甲醇混合電解液(體積分數(shù))進行電解拋光。采用SU5000場發(fā)射掃描電鏡進行EBSD顯微組織表征。室溫拉伸試驗在CMT5105電子萬能材料拉伸試驗機上進行，以恒定位移速率2mm/min進行加載。沖擊試驗在PIT452D-4沖擊試驗機上進行，沖擊能量450J。

3、結(jié)果與討論

圖1給出了不同單向軋制變形量下鈦合金熱軋板的橫向與縱向力學性能。隨軋制變形量的增加，鈦合金熱軋板強度顯著增加，橫向抗拉強度從35%壓下率時的965提高至80%時的1030MPa，而塑性則相應(yīng)降低。該現(xiàn)象主要歸因于壓下率增加導(dǎo)致的晶粒細化及加工硬化。此外，隨著軋制變形量的增加，板材橫、縱向力學性能偏差顯著增加。受軋輥寬度限制，軋制大規(guī)格艦船用鈦合金板材時，往往只能進行單向大變形，進而產(chǎn)生強織構(gòu)，導(dǎo)致明顯的各向異性，因此需要通過進一步的退火熱處理對板材織構(gòu)及各向異性進行調(diào)控。

為了進一步調(diào)控大變形量熱軋板顯微組織及力學性能，對其進行退火熱處理，圖2為熱軋態(tài)及不同溫度退火后組織的EBSD分析結(jié)果，經(jīng)兩相區(qū)熱軋變形后獲得等軸組織，由初生等軸α相、次生α相及β基體構(gòu)成，熱軋態(tài)和700℃退火態(tài)均保持軋制變形特征。當退火溫度增加至800~850℃時，組織發(fā)生明顯的再結(jié)晶，次生α相含量增加，其特征為:晶界處形成等軸α相、晶內(nèi)分布細片層α相及β基體。900℃及以上溫度退火時，次生α相含量顯著增加。950℃退火時，初生等軸α相含量減少，顯微組織由等軸組織轉(zhuǎn)變?yōu)殡p態(tài)組織。隨著退火溫度的增加，α/β相界面更加明顯，次生α相尺寸顯著增加。在850℃退火時，次生α相厚度最小，且分布比較無規(guī)律;隨著退火溫度的升高，析出的次生α相尺寸顯著增加，并且分布更加有序。900℃退火時，β基體上析出的細小彌散α相含量顯著增加。根據(jù)杠桿定律，退火溫度增加，高溫態(tài)時TC4合金中β相含量增加，在隨后冷卻過程中細片狀α相在β基體中析出。 950℃退火時次生α相含量進一步顯著增加。

不同熱處理狀態(tài)下材料的力學性能如圖3所示，熱軋態(tài)板材抗拉強度最高，為1030MPa，這主要源于熱軋過程中的加工硬化效應(yīng)，熱軋過程中動態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶雖部分抵消硬化，但位錯密度的增加仍占主導(dǎo)地位;由于熱軋態(tài)和低溫退火處理時，晶粒未完全再結(jié)晶，其延伸率相對較低。隨著退火溫度的進一步增加，材料回復(fù)及再結(jié)晶行為逐步增加，強度降低而塑性增加。當退火溫度達到900℃時材料呈現(xiàn)優(yōu)異的強塑性匹配，抗拉強度維持在1025MPa，延伸率達到峰值16%，斷面收縮率為43%。該溫度下再結(jié)晶程度顯著增加，初生α相含量減少、尺寸變化不大，次生α相含量大幅增加，析出強化效果顯著。適當減少TC4合金初生等軸α相含量，并避免其粗化，同時誘導(dǎo)次生α相彌散析出，既能保證良好的協(xié)調(diào)變形能力，又能獲得出色的界面強化效果，使合金獲得良好的強度-塑性匹配。隨著退火溫度進一步增加至950℃，再結(jié)晶完成后初生α相粗化明顯，強度大幅降低;此外，顯微組織由等軸狀逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑢訝?，片層組織中α相與β基體存在Burgers取向關(guān)系，位錯容易產(chǎn)生長距離滑移，導(dǎo)致快速斷裂，延伸率降低[1]。盡管大量細小均勻次生α相的析出有助于提升強度，但次生α尺寸增加明顯，α/β相界在拉伸過程中易形成微裂紋并迅速擴展[10]，導(dǎo)致合金開裂，最終導(dǎo)致塑性大幅度降低。

圖3d為不同狀態(tài)下TC4板材試樣的沖擊功，熱軋態(tài)表現(xiàn)出較高沖擊韌性，熱軋組織晶粒細化明顯，材料強度提升，可以有效延遲裂紋的萌生，另一方面隨著晶粒的細化，晶界數(shù)量顯著增加，裂紋擴展過程中更容易發(fā)生路徑偏轉(zhuǎn)，裂紋擴展被抑制;700~850℃低溫退火時，再結(jié)晶形成小尺寸等軸晶，但相鄰α相取向差異導(dǎo)致裂紋擴展路徑平直化。同時次生相相對較少，使α/β界面成為應(yīng)力集中點，微裂紋沿a/β相界或者穿過a晶粒擴展，顯著降低韌性。隨著熱處理溫度的增加(≥900℃)，β基體中析出大量次生α相，析出強化效果顯著，α/β相協(xié)同變形強化效應(yīng)使得變形過程中形成的微裂紋擴展至不同取向晶?；虼紊鷄集束，擴展路徑發(fā)生多重偏折，大幅增加擴展行程，使合金斷裂消耗能量增大，這種效應(yīng)使900℃退火試樣沖擊功達峰值44J。950℃高溫熱處理時，初生及次生α相尺寸均顯著增加進而損害材料的韌性。

上述力學性能差異與退火過程中TC4合金的回復(fù)再結(jié)晶及相變行為密切相關(guān)，為解析組織演變機制，利用EBSD對不同溫度退火空冷后TC4板材試樣的組織演變規(guī)律進行更為詳細的分析，結(jié)果如圖4所示。紅色代表變形晶粒，黃色代表回復(fù)亞結(jié)構(gòu)，藍色代表再結(jié)晶晶粒。在700℃退火時，顯微組織主要表現(xiàn)為變形和回復(fù)，700℃以上退火時則主要是回復(fù)和再結(jié)晶。

為定量解析組織演化規(guī)律，對圖4中各熱處理狀態(tài)下變形/回復(fù)/再結(jié)晶3態(tài)比例(體積分數(shù))進行統(tǒng)計，結(jié)果如圖5所示。在700℃以下退火時，變形晶粒占比>80%，這也直觀表明顯微組織在700℃以下退火僅發(fā)生了部分再結(jié)晶，熱力學驅(qū)動力不足導(dǎo)致再結(jié)晶形核/長大受限。在800℃以上退火時，變形組織占比最低降至約30%(950℃退火后為29%)，表明高溫為再結(jié)晶形核與晶界遷移提供充分能量，再結(jié)晶組織逐步取代原始變形組織。退火過程中的軟化機制包括回復(fù)和再結(jié)晶。回復(fù)過程的本質(zhì)是點缺陷運動、位錯運動的重新組合?；貜?fù)過程中，晶粒形貌/尺寸不變，僅釋放部分儲能。再結(jié)晶過程中無畸變晶粒形核并消耗變形基體，再結(jié)晶完成后材料的強度顯著下降，塑性提高。鈦合金因高堆垛層錯能致使層錯寬度窄化，不全位錯容易束集成全位錯進行運動，加熱過程中易出現(xiàn)回復(fù)[19]，此特性導(dǎo)致高溫退火時回復(fù)組織持續(xù)保持顯著比例，800~950℃區(qū)間占比達39%~55%。

Kernel Average Misorientation( KAM)圖可以表征微觀尺度下的局部取向差分布，能夠有效反映塑性變形的均勻性及微觀應(yīng)力狀態(tài)。KAM值較高的區(qū)域通常對應(yīng)較大的塑性變形程度或較高的晶體缺陷密度。為分析不同溫度退火空冷后TC4合金的微觀應(yīng)力分布，基于EBSD結(jié)果繪制了KAM圖(圖6)。整體而言，熱軋態(tài)和700℃退火后樣品的KAM值較高，表明局部變形程度顯著。熱軋態(tài)組織中，變形晶粒內(nèi)部的KAM值明顯高于回復(fù)或再結(jié)晶晶粒內(nèi)部，這反映了塑性變形過程中由位錯滑移與纏結(jié)導(dǎo)致的應(yīng)力累積在后續(xù)回復(fù)與再結(jié)晶過程中得到有效釋放。當退火溫度升至800℃時，KAM值顯著降低，表明退火處理促進了內(nèi)應(yīng)力的松弛及應(yīng)變的降低。當退火溫度進一步升高至950℃時，KAM值大幅降低且高值區(qū)分布更為分散(圖6f)，表明內(nèi)應(yīng)力得到充分釋放。退火過程中KAM數(shù)值的降低對改善材料的延伸率和斷面收縮率具有積極作用。

為深入探究不同退火溫度下各相的演變規(guī)律，對EBSD數(shù)據(jù)進行分析，分別提取初生α相與次生α相的分布信息，結(jié)果如圖7和圖8所示。熱軋態(tài)與700℃退火態(tài)組織中，初生α相與次生α相均呈等軸狀，這與熱軋導(dǎo)致的晶粒破碎及低溫退火誘導(dǎo)的再結(jié)晶相關(guān)。隨退火溫度升高，初生α相含量減少，部分初生α相呈鏈狀連續(xù)分布。當退火溫度升至950℃時，初生α相顯著長大，次生α相中短棒狀α相含量顯著增加。

TC4合金在退火冷卻過程中主要發(fā)生β→a和β→a馬氏體相變，并殘留少量亞穩(wěn)態(tài)β相。低溫退火時，β相穩(wěn)定性較高，冷卻過程中僅有較少次生α相析出。高溫退火增加了β相中α穩(wěn)定元素的固溶度，β相含量顯著增加，大量的次生α相在隨后的冷卻過程中從β基體中析出[20]。隨著退火溫度的升高，合金中初生α相含量減少，其形貌逐漸成為等軸狀，說明在a→β相轉(zhuǎn)變過程中，細小的α相最先溶解，隨后粗大的初生α相溶解。合金中次生α相的析出受冷卻速率及基體中α相穩(wěn)定元素含量的影響[21]。950℃退火時，β相含量顯著增加，但其穩(wěn)定性下降，最終導(dǎo)致次生α相含量明顯增加?？傮w而言，退火過程中初生α相晶粒尺寸逐漸增加，次生α相分布于初生α相間，各相的形貌特征與體積分數(shù)對TC4合金的力學性能具有決定性影響。

為了進一步闡明力學性能隨熱處理溫度的變化，統(tǒng)計了顯微組織開始大程度再結(jié)晶(≥800℃)時的相含量變化，結(jié)果如圖9所示。隨退火溫度增加初生α相含量降低，次生α相含量增加。在β基體上析出細小彌散的α相有利于材料強度的提升，但950℃退火時次生α相含量進一步增加反而大幅度降低了材料的塑性和韌性，導(dǎo)致材料的綜合力學性能變差。

圖10展示了不同溫度退火處理后的TC4鈦合金的極圖，分析表明，熱軋態(tài)和各退火溫度下的TC4鈦合金的織構(gòu)類型無明顯差異，均表現(xiàn)為T織構(gòu)。當退火溫度達到900℃時，材料的各向異性有一定程度的減弱，900℃退火態(tài)的最大極密度值僅為4.7，為所有熱處理狀態(tài)下最低值，進一步印證了其弱織構(gòu)的特征。因此，通過優(yōu)化熱處理工藝可以有效降低TC4鈦合金熱軋板的各向異性。圖11顯示了不同退火溫度下TC4鈦合金橫、縱向力學性能差值，可以看出900℃退火態(tài)下的強度、塑性和沖擊韌性在橫、縱向表現(xiàn)出最小的差異，板材各向異性弱。

本研究首先通過調(diào)控軋制變形量研究了軋制工藝對艦船用TC4鈦合金熱軋板各向異性的影響;并進一步通過不同溫度熱處理，對顯微組織、織構(gòu)特性及力學性能進行調(diào)控。退火溫度顯著影響顯微組織中初生α相的形貌、尺寸及體積分數(shù)，進而主導(dǎo)冷卻過程中次生α相的析出狀態(tài)。上述顯微組織演變最終體現(xiàn)為TC4鈦合金力學性能的變化。圖12展示了不同熱處理態(tài)TC4鈦合金的力學性能雷達圖，可以看到，采用本文軋制工藝制備的TC4板材在900℃退火時，抗拉強度為1025MPa、斷后伸長率為16%、沖擊功為44J，強塑性及強韌性匹配良好。該結(jié)果為艦船用大規(guī)格TC4鈦合金中厚板強韌性調(diào)控提供了重要的數(shù)據(jù)支撐。

4、結(jié)論

(1)TC4鈦合金強度隨軋制變形量的增加而增加，但縱、橫向力學性能偏差也隨之增大。熱軋態(tài)及700℃退火態(tài)TC4鈦合金組織呈現(xiàn)變形態(tài)特征;隨著退火溫度升高，再結(jié)晶顯著增加。在900℃及以上溫度退火時，初生α相含量顯著減少，次生α相含量增加明顯。

(2)熱軋板抗拉強度最高為1030MPa;隨著退火溫度升高，強度降低、塑性增加;900℃退火時，抗拉強度為1025MPa、斷后伸長率為16%、沖擊功為44J，表現(xiàn)出優(yōu)異的綜合力學性能匹配。

(3)700℃退火時，組織以變形和回復(fù)為主;700℃以上退火時組織以回復(fù)和再結(jié)晶為主;800℃以上退火時，變形態(tài)組織比例大幅降低，至950℃時則降至約29%，提高退火溫度有效促進了再結(jié)晶形核，但會導(dǎo)致組織粗化。

(4)900℃高溫退火時，TC4鈦合金熱軋板的各向異性減弱，其最大極密度值僅為4.7，為所有退火溫度下最低值，表現(xiàn)出弱織構(gòu)特征。

參考文獻 References

[1]萊茵斯C，皮特爾斯M.鈦與鈦合金[M].陳振華等譯.北京:化學工業(yè)出版社，2005:1-31.

LEYENS C, PETERS M. Titanium and Titanium Alloy[M]. Transla-ted by CHEN Z H, et al. Beijing: Chemical Industry Press, 2005:1-31.

[2]趙永慶.中國材料進展[J]，2025，44(6):513-515.

ZHAO Y Q. Materials China[J], 2025, 44(6): 513-515.

[3]趙鋒，王嘯，郭樹祥.中國材料進展[J]，2024，43(11):1030-1034.

ZHAO F, WANG X, GUO S X. Materials China[J], 2024, 43(11):1030-1034.

[4]辛社偉，劉向宏，張思遠，等.稀有金屬材料與工程[J]，2023，52(11):3971-3980.

XIN S W, LIU X H, ZHANG S Y, et al. Rare Metal Materials and Engineering[J]，2023，52(11):3971-3980.

[5] LEVKULICH N C, SEMIATIN S L, PAYTON E J, et al. Metallurgi-cal and Materials Transactions A[J], 2021, 52(4): 1353-1367.

[6]BANERJEE D, WILLIAMS J C. Acta Materialia[J], 2013, 61:844-879.

[7] MENG F. Near-Alpha TRIP Titanium Alloy Design[D]. Evanston:Northwestern University,2019.

[8]李永華，張文旭，陳小龍，等.鈦工業(yè)進展[J]，2022，39(1):43-48.

LI Y H, ZHANG W X, CHEN X L, et al. Titanium Industry Pro-gress[J],2022,39(1):43-48.

[9]BAO H G, HAI T G, CHA L K. Journal of Alloys and Compounds[J]，2025，1010:177507.

[10] WANG L, ZHANG C, JIAN L. Journal of Materials Science& Tech-nology[J], 2019, 35(5): 790-798.

[11] CHAO Q, BELADI H. Metallurgical and Materials Transactions: A[J],2016,47(1):531-545.

[12]王梓驕，賈雷.中國冶金[J]，2024，34(6):14-25.

WANG Z J, JIA L. China Metallurgy[J], 2024, 34(6): 14-25.

[13] IVASISHIN O M, SEMIATIN S L, MARKOVSKY P E, et al. Materi-als Science and Engineering: A[J],2002,337:88-96.

[14]辛社偉，周偉，李倩，等.中國材料進展[J]，2021，40(6):441-445.

XIN S W, ZHOU W, LI Q, et al. Materials China[J], 2021, 40(6):441-445.

[15]王儉，李有華.有色金屬材料與工程[J]，2018，39(3):32-35.

WANG J, LI Y H. Nonferrous Metal Materials and Engineering[J],2018，39(3):32-35.

[16]魯媛媛，馬保飛，劉源仁.金屬熱處理[J]，2019，44(6):153-158.

LU Y Y, MA B F, LIU Y Z. Heat Treatment of Metals[J], 2019,44(6):153-158.

[17]同曉樂，張明玉，于成泉.鍛壓技術(shù)[J]，2022，47(6):153-159.

TONG X L,ZHANG M Y,YU C Q. Forging Technology[J],2022,47(6):153-159.

[18]白新房，焦磊，王松茂.熱加工工藝[J]，2018，47(24):25-30.

BAI X F, JIAO L, WANG S M. Hot Working Process[J], 2018, 47(24):25-30.

[19]劉濤，史正宏，雷經(jīng)發(fā)，等.材料熱處理學報[J]，2024，45(12):100-109.

LIU T, SHI Z H, LEI J F, et al. Transactions of Materials and Heat Treatment[J]，2024，45(12):100-109.

[20]劉濤，邵博，雷經(jīng)發(fā)，等.稀有金屬材料與工程[J]，2023，52(12):4133-4140.

LIU T, SHAO B, LEI J F, et al. Rare Metal Materials and Engi-neering[J]，2023，52(12):4133-4140.

[21]吳晨，馬寶飛，肖松濤，等.金屬熱處理[J]，2021，46(11):166-169.

WU C, MA B F, XIAO S T, et al. Heat Treatment of Metals[J],2021，46(11):166-169.

（注，原文標題：艦船用TC4鈦合金板材各向異性調(diào)控技術(shù)研究）

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