李曉琛，王世穎，華天宇，陳智棟，2

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

在鈦合金系列中，TC4雙相鈦合金具有良好的力 學性能而被廣泛應用于航空航天領域以及醫(yī)療領域[1-3]。隨著現(xiàn)代需求的提高，傳統(tǒng)的TC4雙相鈦合金的力學性能需要一些后續(xù)的加工方法進行提升。目前，深冷處理作為一種低成本而有效的技術處理手段[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)，深冷處理可以促進從殘留奧氏體到馬氏體的相變并形成細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小碳化物會阻礙晶粒的位錯運動，導致相鄰晶粒之間畸變量減少，細小碳化物均勻分布將減少位錯應力，最終影響宏觀殘余應力。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域，對鈦合金的研究相對較少。近期，在對β鈦合金進行深冷處理結(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，待恢復至室溫后，將深冷12 h的試樣在500℃分別進行保溫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）進行退火，待保溫結(jié)束后立即將試樣取出，在氬氣保護下冷卻到室溫。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，隨后機械拋光與腐蝕交替進行。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行測試分析。儀器的參數(shù)設置為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行觀察與分析，主要利用SEM對材料拉伸斷口進行形貌表征，進而分析其斷裂行為特點。

1.3 力學性能測試

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）的混合液進行拋光，直至試樣表面光亮。對試樣中心區(qū)域進行硬度測試，試驗加載力選取0.98 N，加載時間為15 s，每個試樣選擇12個點進行測試，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，然后進行預處理：用丙酮、乙醇將試樣表面油污清洗干凈后打磨掉機加工產(chǎn)生的氧化層，再次清洗吹干后在常溫下進行單軸拉伸試驗（拉伸機型號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，每種試樣準備4根樣條進行拉伸。

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；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卡片的標準形式對晶面的強度進行歸一化，即以（101）α面為標準面，進行歸一化處理。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晶面的相對峰強較高。隨著退火時間的延長，（0002）α的相對峰強先增大后減小，在退火1 h時，峰強達到最大值，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。當壓下量達到40%時，冷軋試樣的（0002）α面的峰強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)，從而峰強的變化變得更加復雜。

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晶面的峰強較為穩(wěn)定，強度波動最小，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力的變化趨勢相符。該應力變化趨勢與圖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相體積分數(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相的體積分數(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相體積分數(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相體積分數(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相體積分數(shù)由6.1%下降到5.0%，下降幅度為18%。第一階段β相體積分數(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?，材料中殘留的亞穩(wěn)態(tài)β相再經(jīng)過退火處理之后，最終也轉(zhuǎn)變?yōu)棣料啵瑑上嘧罱K達到平衡穩(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)部兩相體積分數(shù)的變化逐漸減小，最終處于穩(wěn)定的狀態(tài)，即兩相體積分數(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、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%。對上述試樣進行退火，隨著退火時間的延長，試樣的抗拉強度呈現(xiàn)出先增加后減小的變化特點，這與圖8中顯微硬度變化的特點一致。如圖9（a）所示，在500℃退火1 h時，試樣的抗拉強度由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數(shù)的變化所導致，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

進一步對試樣的加工硬化率進行分析，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，在真應變達到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，真應變到達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使應力和應變復雜化。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晶粒的限制，進而影響細晶粒，進一步導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?？傊?，晶粒尺寸的粗化對拉伸斷裂具有一定的抵抗力，從而導致較高的斷裂應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相的體積分數(shù)較高，此時抗拉強度為1508 MPa，斷后伸長率為9.0%，具有優(yōu)異的綜合力學性能。

2）當退火時間超過1 h后，冷軋深冷試樣隨著退火時間的延長，抗拉強度逐漸下降，伸長率也未隨晶粒的粗化而提升，綜合力學性能不理想。當退火時間延長到8 h時，晶粒粗化，材料的強度急劇下降，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)試樣進行適當時間的深冷處理，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)。