李曉琛，王世穎，華天宇，陳智棟，2

（1.常州大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，江蘇 常州 213164；2.常州大學(xué) 石油化工學(xué)院，江蘇 常州 213164）

在鈦合金系列中，TC4雙相鈦合金具有良好的力 學(xué)性能而被廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域以及醫(yī)療領(lǐng)域[1-3]。隨著現(xiàn)代需求的提高，傳統(tǒng)的TC4雙相鈦合金的力學(xué)性能需要一些后續(xù)的加工方法進(jìn)行提升。目前，深冷處理作為一種低成本而有效的技術(shù)處理手段[4]，而被眾多研究者使用。深冷處理通過影響材料的微觀組織結(jié)構(gòu)，包括晶粒尺寸和相轉(zhuǎn)變[5-8]等來提升材料的力學(xué)性能。通過對工具鋼的深冷處理研究發(fā)現(xiàn)，深冷處理可以促進(jìn)從殘留奧氏體到馬氏體的相變并形成細(xì)小分散且均勻分布的碳化物顆粒[9]；對有色金屬研究近年來也有進(jìn)展，通過對銅鋯合金深冷處理后發(fā)現(xiàn)，銅鋯合金內(nèi)部馬氏體數(shù)量遠(yuǎn)超過處理前[10]。通過對W6高速鋼的深冷處理研究發(fā)現(xiàn)[11]，深冷處理可以調(diào)整淬火后的殘余應(yīng)力分布狀態(tài)，經(jīng)深冷處理后的W6高速鋼在晶格缺陷處析出大量的細(xì)小碳化物會阻礙晶粒的位錯運(yùn)動，導(dǎo)致相鄰晶粒之間畸變量減少，細(xì)小碳化物均勻分布將減少位錯應(yīng)力，最終影響宏觀殘余應(yīng)力。W6高速鋼優(yōu)化后的深冷處理工藝組合為深冷溫度-150℃左右、深冷保溫時間為12 h以及深冷兩次。以往深冷處理的研究主要集中在碳鋼領(lǐng)域，對鈦合金的研究相對較少。近期，在對β鈦合金進(jìn)行深冷處理結(jié)合熱處理的研究中發(fā)現(xiàn)，深冷處理可以促進(jìn)熱處理過程中鈦合金中相的轉(zhuǎn)變[12-13]。但對于TC系鈦合金的此類研究，尤其是深冷處理對退火過程中的微觀組織與力學(xué)性能的影響規(guī)律缺乏系統(tǒng)研究。因此，本研究通過對軋制變形TC4雙相鈦合金進(jìn)行深冷處理和退火處理，以探究深冷處理對材料在退火過程中的微觀組織以及力學(xué)性能的影響。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗流程

將完全再結(jié)晶狀態(tài)的TC4雙相鈦合金試樣（平均晶粒尺寸9.49μm）分別進(jìn)行10%、20%、40%壓下量的常溫軋制，隨后將3組變形試樣浸入到液氮（-196℃）中進(jìn)行深低溫處理（Deep cryogenic treatment，DCT），分別保溫12 h后，將試樣取出放置在室溫環(huán)境下，待恢復(fù)至室溫后，將深冷12 h的試樣在500℃分別進(jìn)行保溫1、2、4、8 h的退火處理（Annealing treatment，AT）。將深冷試樣放置在真空環(huán)境的密封石英管中，再放入已經(jīng)到溫的退火爐中（KSL-1200X）進(jìn)行退火，待保溫結(jié)束后立即將試樣取出，在氬氣保護(hù)下冷卻到室溫。深冷及退火處理工藝流程如圖1所示。

圖1 軋制+深冷及退火過程示意圖Fig.1 Schematic diagram of rolling+DCT and annealing process

1.2 微觀組織表征

金相分析試樣依次使用120～2400號砂紙打磨表面，即RD-TD平面（無特殊說明，文中表面均指該平面），使其表面整潔光滑，且只存有2400號砂紙的打磨痕跡，隨后機(jī)械拋光與腐蝕交替進(jìn)行。拋光液采用溶劑為H2O2的SiO2懸濁液；腐蝕液為體積比為1:4:45的HF:HNO3:H2O混合溶液，腐蝕時間為30 s。該交替過程重復(fù)4次即可完成試樣制備，隨后用乙醇清洗表面，吹干后置于光學(xué)顯微鏡下觀察。

X射線衍射分析試樣的打磨與拋光流程與金相試樣相同。采用X射線衍射儀對試樣內(nèi)部晶粒取向及試樣位錯密度等信息進(jìn)行測試分析。儀器的參數(shù)設(shè)置為Cu靶輻射，X射線波長為0.154 nm，X射線光管輸出電壓為40 kV，X射線光管輸出電流為150 mA，試樣的掃描速度為0.02°/min，角度測試范圍為10°～90°。

掃描電鏡試樣的打磨、拋光和腐蝕均與金相試樣制備流程相同。采用掃描電鏡（JSM-6360LA），在20 kV的加速電壓下對試樣進(jìn)行觀察與分析，主要利用SEM對材料拉伸斷口進(jìn)行形貌表征，進(jìn)而分析其斷裂行為特點(diǎn)。

1.3 力學(xué)性能測試

顯微硬度測試依次使用200～2400號的砂紙打磨試樣表面，直到試樣表面平整。而后采用30%過氧化氫溶液和SiO2粉末（粒徑約為60 nm）的混合液進(jìn)行拋光，直至試樣表面光亮。對試樣中心區(qū)域進(jìn)行硬度測試，試驗加載力選取0.98 N，加載時間為15 s，每個試樣選擇12個點(diǎn)進(jìn)行測試，最后取平均值。

拉伸性能測試按GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》加工拉伸試樣，然后進(jìn)行預(yù)處理：用丙酮、乙醇將試樣表面油污清洗干凈后打磨掉機(jī)加工產(chǎn)生的氧化層，再次清洗吹干后在常溫下進(jìn)行單軸拉伸試驗（拉伸機(jī)型號INSTRON-3300），拉伸速率為1.0×10-3s-1，拉伸方向平行于RD。為減小試驗誤差，每種試樣準(zhǔn)備4根樣條進(jìn)行拉伸。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 微觀組織分析

圖2為不同變形量試樣經(jīng)過不同工藝處理的顯微組織。以10%變形量的試樣為例，原始試樣的晶粒尺寸為9.49μm，經(jīng)過10%軋制變形后晶粒尺寸為8.95μm，在深冷處理過程中，由于受到冷壓縮力，晶粒發(fā)生破碎，晶粒尺寸繼續(xù)下降至7.99μm（見圖2（a）），再經(jīng)過退火后，其平均晶粒尺寸下降至7.79μm（見圖2（d））。而未經(jīng)過深冷處理的10%變形試樣，盡管經(jīng)歷了相同工藝的退火，其平均晶粒尺寸為8.85μm，見圖2（g）。深冷過程的冷壓縮力會給材料帶來更多的冷變形能，而未深冷的試樣體系內(nèi)部由于沒有較多的變形能[14]。因此，再結(jié)晶晶粒較少，所以晶粒尺寸整體上沒有明顯的下降。隨著變形量的增加，這種下降幅度的差距越明顯，圖3為不同退火時間對應(yīng)的晶粒尺寸統(tǒng)計圖。退火過程中，晶粒變化的過程分為兩個階段，第一階段為退火0～1 h，在這一階段內(nèi)，整體晶粒尺寸下降，這與變形試樣在退火過程中產(chǎn)生的再結(jié)晶程度有關(guān)；第二階段為退火1 h以后，因為完成了再結(jié)晶，晶粒尺寸逐漸上升變得明顯，在退火后期，晶粒長大的速度變慢，這是因為體系內(nèi)部的能量逐漸被消耗完畢，恢復(fù)到低能量的狀態(tài)。不同變形量的深冷試樣，退火8 h后最終的晶粒尺寸為10.08、10.64和10.84μm，見圖3。

圖2 深冷對冷軋變形TC4鈦合金試樣退火前后顯微組織的影響Fig.2 Effect of deep cryogenic treatment on microstructure of the cold rolled TC4 titanium alloy specimens before and after annealing

圖3 深冷12 h+不同壓下量TC4鈦合金試樣經(jīng)500℃退火不同時間后的晶粒尺寸Fig.3 Grain sizes of the TC4 titanium alloy specimens cold rolled with different compression+DCT for 12 h and then annealed at 500℃for different time

2.2 XRD分析

圖4為不同變形量的試樣深冷12 h及500℃退火不同時間后的XRD圖譜，根據(jù)PDF卡片的標(biāo)準(zhǔn)形式對晶面的強(qiáng)度進(jìn)行歸一化，即以（101）α面為標(biāo)準(zhǔn)面，進(jìn)行歸一化處理。在10%變形量時，如圖4（a，d）所示，深冷及退火后的試樣，均是（0002）α和（103）α晶面的相對峰強(qiáng)較高。隨著退火時間的延長，（0002）α的相對峰強(qiáng)先增大后減小，在退火1 h時，峰強(qiáng)達(dá)到最大值，隨后下降。說明退火處理在1 h之前對晶粒的取向影響較大，1 h以后對晶粒的取向影響逐漸減小。當(dāng)壓下量達(dá)到40%時，冷軋試樣的（0002）α面的峰強(qiáng)明顯高于其他兩組變形量。經(jīng)過退火處理后，3組不同變形量試樣的（0002）α面的峰強(qiáng)是先上升后下降，而（103）α晶面則是隨著退火時間的延長，相對峰強(qiáng)逐漸下降，并且逐漸趨于平穩(wěn)，這種現(xiàn)象的出現(xiàn)歸因于深冷繼續(xù)為材料提供更多的變形能，使得退火過程中有更多再結(jié)晶晶粒出現(xiàn)，從而峰強(qiáng)的變化變得更加復(fù)雜。

圖4 不同狀態(tài)TC4鈦合金試樣500℃退火前后的XRD圖譜（a～c）及衍射峰相對強(qiáng)度分析（d～f）Fig.4 XRD patterns（a-c）and relative intensity analysis of diffraction peaks（d-f）of the TC4 titanium alloy specimens with different states before and after annealing at 500℃

通過對本試驗試樣的XRD數(shù)據(jù)分析發(fā)現(xiàn)，不同條件下試樣的（110）α晶面的峰強(qiáng)較為穩(wěn)定，強(qiáng)度波動最小，因此，選用（110）α晶面的衍射峰作為描述半高寬變化的依據(jù)最為合適。圖5為不同試樣（110）α晶面的半高寬（FWHM）變化，半高寬的變化特點(diǎn)主要分為兩個階段，退火0～1 h上升，退火1 h以后半波寬下降。在退火1 h時，半高寬上升的主要原因在于變形過程產(chǎn)生了較大的變形能，使得材料在退火早期發(fā)生了再結(jié)晶，在一定程度上使得整體晶粒尺寸下降，退火1 h以后，半高寬的下降趨勢與應(yīng)力的變化趨勢相符。該應(yīng)力變化趨勢與圖2和圖3中晶粒尺寸上升趨勢相符，說明退火1 h以后，體系內(nèi)部的應(yīng)力逐漸降低。

圖5 不同變形量深冷12 h TC4鈦合金試樣（110）α峰的FWHM隨退火時間的變化（退火溫度500℃）Fig.5 FWHM of（110）αpeak of the TC4 titanium alloy specimens with different compression and DCT for 12 h versus anneding time at 500℃

2.3 SEM分析

不同變形量+深冷12 h的試樣退火前后β相體積分?jǐn)?shù)變化，如圖6及圖7所示，其中黑色部分為α相，白色部分為β相。在10%變形量下，隨著退火時間的延長，β相的體積分?jǐn)?shù)由深冷12 h時的7.5%下降到退火8 h時的5.0%。在退火過程中，β相體積分?jǐn)?shù)的變化分為兩個階段；第一階段為0～1 h，在第一階段內(nèi)，β相體積分?jǐn)?shù)由7.5%下降到6.1%，下降幅度為19%；第二階段為1～8 h，在第二階段內(nèi)，β相體積分?jǐn)?shù)由6.1%下降到5.0%，下降幅度為18%。第一階段β相體積分?jǐn)?shù)的下降幅度較大，相轉(zhuǎn)變的趨勢較為明顯。在深冷過程中，絕大部分亞穩(wěn)態(tài)β相轉(zhuǎn)變?yōu)棣料啵牧现袣埩舻膩喎€(wěn)態(tài)β相再經(jīng)過退火處理之后，最終也轉(zhuǎn)變?yōu)棣料?，兩相最終達(dá)到平衡穩(wěn)定的狀態(tài)，隨著變形量增加，相轉(zhuǎn)變規(guī)律類似。這是由于深冷過程中的冷制壓縮內(nèi)應(yīng)力使得晶格發(fā)生畸變，從而降低了相轉(zhuǎn)變的溫度，但材料內(nèi)部亞穩(wěn)態(tài)β相的數(shù)量是有限的，因此隨著退火時間的延長，材料內(nèi)部兩相體積分?jǐn)?shù)的變化逐漸減小，最終處于穩(wěn)定的狀態(tài)，即兩相體積分?jǐn)?shù)的變化量近乎為0。

圖6 不同壓下量TC4鈦合金深冷前后及退火前后的SEM圖Fig.6 SEM images of the cold rolled TC4 titanium alloy specimens with different compression before and after DCT and annealing

圖7 不同壓下量深冷12 h TC4鈦合金退火過程中β相含量的變化Fig.7 Variety ofβphase volume fraction of the TC4 titanium alloy specimens with different compression and DCT for 12 h during annealing

2.4 力學(xué)性能分析

圖8為10%、20%以及40%壓下量淬冷試樣退火前后的顯微硬度。退火后顯微硬度均為先增大后減小，且峰值出現(xiàn)在1 h處。在40%壓下量中，深冷12 h的試樣在退火過程中主要經(jīng)歷回復(fù)、再結(jié)晶以及晶粒長大的過程。隨著退火時間的延長，試樣的硬度在退火1 h時取得最大值，由522.42 HV0.1（退火前深冷后）上升到532.97 HV0.1。在退火階段的早期，由于再結(jié)晶新晶粒的出現(xiàn)，使得整體的晶粒尺寸下降，因此，硬度出現(xiàn)了小幅度的上升。退火1 h以后，隨著退火時間的延長，晶粒逐漸長大，晶粒尺寸的分布也逐漸變窄，造成了硬度的下降，在500℃退火8 h時，硬度下降到401.15 HV0.1。

圖9為深冷12 h后40%變形量試樣退火前后的力學(xué)性能曲線。原始試樣經(jīng)過40%軋制變形后，發(fā)生了明顯的加工硬化行為，抗拉強(qiáng)度由1125 MPa上升至1376 MPa，斷后伸長率由18.5%下降至8.0%。對上述試樣進(jìn)行退火，隨著退火時間的延長，試樣的抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)出先增加后減小的變化特點(diǎn)，這與圖8中顯微硬度變化的特點(diǎn)一致。如圖9（a）所示，在500℃退火1 h時，試樣的抗拉強(qiáng)度由1428 MPa上升至1508 MPa，斷后伸長率由6.5%上升至9.0%。在后續(xù)的退火過程中，隨著晶粒尺寸的增大，抗拉強(qiáng)度逐漸降低，但伸長率沒有提高，反而出現(xiàn)了略微的下降，這主要是由于兩相體積分?jǐn)?shù)的變化所導(dǎo)致，有少量的β相轉(zhuǎn)變?yōu)棣料?，對材料的伸長率有一定的削弱作用。因此，退火1 h的試樣具有良好的強(qiáng)度和塑性組合。

圖8 不同壓下量+深冷12 h的TC4鈦合金退火前后的顯微硬度Fig.8 Hardness of the TC4 titanium alloy specimens with different compression and DCT 12 h before and after annealing

進(jìn)一步對試樣的加工硬化率進(jìn)行分析，如圖9（c）所示，除原始試樣以外，兩組退火試樣的加工硬化率較高，且持續(xù)范圍較大，尤其是深冷12 h以后的退火試樣的加工硬化率高于未深冷的退火試樣，在真應(yīng)變達(dá)到0.062時才降為0，具有優(yōu)異的加工硬化能力。此外，在真應(yīng)變?yōu)?.04左右開始，深冷12 h退火試樣的曲線和未深冷退火的曲線均出現(xiàn)了一個類似“峰谷”的變化，真應(yīng)變到達(dá)0.04時，先是出現(xiàn)上升，然后才繼續(xù)下降至0。這是因為無論是深冷處理的試樣還是未深冷的試樣都存在40%的變形量，退火之后具有一定的晶粒尺寸范圍，在拉伸變形過程中，不同尺寸晶粒之間的變形適應(yīng)使應(yīng)力和應(yīng)變復(fù)雜化。在拉伸試驗中，由于粗晶周圍還存在一些再結(jié)晶的小晶粒，使得粗晶在變形過程中受到細(xì)晶粒的限制，進(jìn)而影響細(xì)晶粒，進(jìn)一步導(dǎo)致位錯被阻塞并積聚在晶界，最后在一段較長的距離內(nèi)產(chǎn)生背應(yīng)力硬化[15]。因為深冷12 h以后的40%變形試樣在退火過程中具有較高的再結(jié)晶比例，晶粒尺寸分布相對較廣，所以其加工硬化率較高，韌性相對較好，這符合之前的報道[3，16]。

圖9 原始試樣及不同工藝處理TC4鈦合金試樣的拉伸性能Fig.9 Tensile properties of the as-received and different processed TC4 alloy specimens

原始試樣、常溫軋制試樣以及深冷變形試樣在退火前后的斷口形貌如圖10所示。原始TC4試樣斷口的韌性斷裂特征較為明顯（見圖10（a）），經(jīng)過室溫變形后，韌窩變得小且窄（見圖10（b））。與原始試樣相比，在特定方向上出現(xiàn)的韌窩延展性較低。在深冷12 h時，韌窩的變化不明顯，說明深冷對材料的塑性沒有較大的影響。隨著退火時間的延長，退火1 h見圖10（d），相比于退火前，韌窩變得更深，這是由于退火過程中所產(chǎn)生的再結(jié)晶晶?？梢杂行У刈柚沽鸭y擴(kuò)展和形核尺寸缺陷。與未深冷退火試樣相比，深冷退火的試樣的韌窩較深，也證實(shí)了前文所述。退火1 h時的韌性優(yōu)于其他退火時間的試樣。總之，晶粒尺寸的粗化對拉伸斷裂具有一定的抵抗力，從而導(dǎo)致較高的斷裂應(yīng)力并在一定程度上提高了韌性[15-16]。

圖10 不同工藝處理TC4鈦合金試樣的拉伸斷口形貌Fig.10 Morphologies of tensile fracture of the TC4 titanium alloy specimens with different processes

3 結(jié)論

經(jīng)過對常溫冷軋TC4雙相鈦合金進(jìn)行12 h的深冷處理，并結(jié)合后續(xù)退火，系統(tǒng)地研究了深冷處理對冷軋TC4鈦合金及退火過程中的微觀組織演變及力學(xué)性能的影響。主要結(jié)論如下：

1）軋制態(tài)試樣深冷處理后內(nèi)部冷變形能的提高，使得退火過程中再結(jié)晶晶粒比例提高。相比于未深冷退火試樣，深冷12 h變形試樣在退火1 h時，退火試樣內(nèi)部晶粒尺寸的分布較寬，并且α相的體積分?jǐn)?shù)較高，此時抗拉強(qiáng)度為1508 MPa，斷后伸長率為9.0%，具有優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。

2）當(dāng)退火時間超過1 h后，冷軋深冷試樣隨著退火時間的延長，抗拉強(qiáng)度逐漸下降，伸長率也未隨晶粒的粗化而提升，綜合力學(xué)性能不理想。當(dāng)退火時間延長到8 h時，晶粒粗化，材料的強(qiáng)度急劇下降，并且晶粒尺寸分布較窄，晶粒間變形協(xié)調(diào)性較差。

3）通過對變形（常溫軋制）態(tài)試樣進(jìn)行適當(dāng)時間的深冷處理，并結(jié)合后續(xù)退火，材料內(nèi)部生成再結(jié)晶晶粒的比例提高，促進(jìn)β相向α相轉(zhuǎn)變，有效地調(diào)控了最終態(tài)試樣的微觀組織，從而改善綜合力學(xué)性能，在本文的研究中，40%變形量+深冷12 h+500℃退火1 h是最佳工藝參數(shù)。