钛及钛合金自身具备密度小、强度高、机械加工性好等特点。通过采用高比强度的钛合金结构材料，使航天、航空和汽车等产品达到了轻量化目的，可以有效提高能源利用效率，降低全球的温室气体排放^[1−3]。另外，钛及钛合金还具有良好的耐蚀性和自钝化性，当合金表面氧化膜受到一定程度的损坏时，可快速的自行修复。钛及钛合金的钝化膜耐海水腐蚀，因此在舰船、潜艇等领域得到了广泛应用^[4−6]。

到目前为止，世界上只有少数国家专门对海洋工程钛合金进行了系统的研究，并形成了自己的海洋工程钛合金体系^[7]。舰船用钛合金由于服役环境特殊，通常需要优异的强度和耐蚀性（应力腐蚀），同时作为结构件还需要具有良好的焊接性能。Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金是我国自主研发的一种新型近α型钛合金，具有高强度、高塑韧性、良好耐蚀性和良好的可焊接性能，少量的β相能够显著提升合金的强度又不损失塑性，因此非常适合应用于舰艇和潜水艇等受力构件、耐压耐蚀壳体和管路系统^[8−9]。在Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金制备过程中，退火处理是非常关键的步骤，通过退火处理可以使合金中部分亚稳β相分解，消除合金内应力，提高合金组织与性能的均匀性和稳定性。Guo等^[10]研究了在不同温度的退火处理条件下，轧制态Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金的微观组织和力学性能的演变。结果表明，随着热处理温度的升高，α相晶粒变粗。屈服强度与α相晶粒尺寸之间的关系遵循Hall-Petch方法。由于合金中的主要α相的粗化和板条状α相的弯曲，合金塑性明显增加。赵瑶等^[11]通过模压和真空烧结技术制备了TC4钛合金，随后通过锻造和热处理调控了钛合金的晶粒组织和力学性能。结果表明，经过锻造和热处理的TC4钛合金的相对密度达99.2%，抗拉强度高达1441 MPa，延伸率可达到2.9%。目前，已有大量实验研究不同退火温度对Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金组织与性能的影响^[12−13]。然而，退火状态合金不同锻造方向的力学性能鲜有研究。为了揭示退火态Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金组织与力学性能的各向异性规律，本文对锻造Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金进行980 ℃退火处理，研究退火态合金不同截面上的微观组织与力学性能。

1.   实验材料与方法

原料采用纯度较高的海绵Ti（99.5%），Al丝（99.9%），Nb棒（99.9%），海绵Zr（99.4%），Mo片（99.9%）（质量分数）。原料在熔炼前都经过丙酮浸泡和超声波清洗，以保证材料的纯净。原料经4次真空非自耗电弧炉熔炼，制备得到Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo钛合金样品，合金化学成分（质量分数，%）为：6.1Al，3.2Nb，2.0Zr，1.1Mo，余量Ti。合金重量约为72 kg。在不同温度下对合金进行高温锻造，锻造工艺为模锻，工艺参数如表1所示。锻件的压缩方向定为锻造方向（FD），RD定为锻件自由延伸方向，TD定为模锻形成小纵向飞边方向。Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo钛合金锻造前的尺寸约为FD=40 cm、TD=10 cm、RD=40 cm，锻造后的尺寸约为FD=20 cm、TD=10 cm、RD=80 cm。板状拉伸试样的取样平行于FD、RD和TD方向，每种取向加工3个试样。根据拉伸标准GB/T228-2002，用线切割机将样品切割成标准试样，尺寸如图1所示，拉伸试样标距长度为25 mm。用砂纸将切割痕迹打磨掉，再将样品放入超声波清洗器中进行清洗。将清洗后的试样作为拉伸试样，在电子万能材料试样机（INSTRON5985）上进行拉伸试验，拉伸速率1.5 mm·min⁻¹，环境温度25 ℃。

表  1  试验用钛合金锻造工艺

Table  1.  Forging process of the titanium alloys

锻造次数	温度 / ℃	保温时间 / min
1	1170	60
2	1100
3	1030
4	970
5
6	960
7

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图  1  样品取向（a）和样品尺寸（b）示意图

Figure  1.  Schematic diagram of the sample orientation (a) and geometry (b)

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钛合金热处理温度往往会选择在(α+β)/β相变点附近，本实验选择在Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金(α+β)/β相变温度点（995 ℃）以下进行退火处理。实验退火温度为980 ℃，保温时间为2 h，随后进行空冷。

制备5 mm×5 mm金相样品，然后将样品浸泡在无水乙醇中，采用超声波清洗仪对试样表面进行清洁。再将样品放入金相腐蚀液（氢氟酸:硝酸:水=1:3:50，体积比）进行表面腐蚀，腐蚀时间约为10 s。利用德国的金相显微镜（OLYMPUS PMG3）观察烧结试样显微组织，选用自带电子背向散射衍射（electron back-scattered diffraction，EBSD）和能谱（energy disperse spectroscopy，EDS）分析功能的JSM-6700F扫描电子显微镜（scanning electron microscope，SEM）对合金相分布、成分与织构类型等微观组织进行表征与分析。

2.   结果与讨论

2.1   980 ℃退火处理对Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金微观组织的影响

利用扫描电子显微镜对退火处理后的Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金的显微组织进行观察。图2分别为Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金锻态和980 ℃温度下退火处理后的组织。锻态Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金组织主要由较多的初生α相和较少的β相组成，晶粒细小，组织分布不均匀^[14−16]。Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金经过退火处理后，其组织由α相和β相组成，并且两相组织分布均匀，β基体内有次生的α相。如图2（b）所示，退火态Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金组织中的初生α相含量明显减少，β基体内次生α相明显长大。与锻态合金相比，退火态合金中α相的含量减少，亚稳态的β相增多，说明试样在空冷过程中，退火态合金的亚稳态β相又转化为次生α相和少量的β相。

图  2  Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金显微组织：（a）锻态合金；（b）退火态合金

Figure  2.  Microstructure of the Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo alloys: (a) forged alloys; (b) annealed alloys

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图3所示为退火态Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金不同观察面上α-Ti微观组织形貌。首先，α-Ti呈现等轴晶组织，晶粒尺寸约18 μm。β-Ti（白色区域）主要分布于α-Ti晶粒晶界处，呈条状。两个截面上均以小角度晶界（红色晶界）为主，而且小角度晶界比例均达到75%以上。退火态Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金中α-Ti晶粒取向如图4所示，合金呈现RD//[$ \bar {1} $2$ \bar {1} $0]、FD//[0001]织构类型。

图  3  退火态Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金α-Ti微观组织形貌：（a）侧面；（b）断面

Figure  3.  Microstructure of α-Ti in the annealed Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo alloys: (a) broad side; (b) cross section

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图  4  退火态Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金取向成像图（IPF-Z）和反极图（IPF）：（a）侧面IPF-Z图；（b）断面IPF-Z图；（c）侧面IPF图；（d）断面IPF图

Figure  4.  Orientation mapping (IPF-Z) and inverse pole figure (IPF) of the annealed Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo alloys: (a) IPF-Z of broad side; (b) IPF-Z in cross section; (c) IPF of broad side; (d) IPF in cross section

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2.2   退火态Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金的不同方向力学性能

图5所示为退火态Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金沿不同方向拉伸得到的应力应变曲线。由图可知，在弹性变形之后，随着应变增加，应力略有增加，意味着该合金并无显著加工硬化过程；当应力达到最大值后，随着应变增加，应力逐渐下降，直到试样发生断裂。从应力应变曲线得到不同方向拉伸时屈服强度、抗拉强度、延伸率以及弹性模量，结果如表2所示。RD和FD试样弹性模量接近约110 GPa，而TD弹性模量达到120 GPa，弹性模量差异取决于α-Ti晶粒取向，即沿$<\!\!10 \bar {1}0\!>$lt;\!\!10 \bar {1}0\!>$、$<\!\!11 \bar {2} 0\!>$lt;\!\!11 \bar {2} 0\!>$拉伸具有相近的弹性模量，而$<\!\!0001\!\!> $lt;\!\!0001\!\!> $拉伸则呈现较高的弹性模量。该合金沿三个方向拉伸屈服强度相差仅22.5 MPa，抗拉强度相差仅45.6 MPa，可见由于织构差异引起该合金强度变化不超过6%。延伸率存在非常显著的变化，分别在10.0%～16.3%之间，拉伸方向平行于[$ \bar {1} $2$ \bar {1} $0]时可获得较高延伸率。意味着Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金延伸率对织构更加敏感。

图  5  退火态Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金三个方向的拉伸曲线

Figure  5.  Tensile curves of the annealed Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo alloys in the different direction

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表  2  退火态Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金三个方向的拉伸力学性能

Table  2.  Mechanical properties of the annealed Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo alloys in the different direction

方向	弹性模量 / GPa	屈服强度 / MPa	抗拉强度 / MPa	延伸率 / %
RD	109.9	754.4	843.5	16.3
TD	122.3	771.6	869.1	12.7
FD	107.7	776.9	889.1	10.0

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沿三个方向拉伸后试样宏观形貌与断口微观组织形貌分别如图6和图7所示。断后试样宏观形貌显示，在RD试样断口位置处能够观察到明显的颈缩现象，并对应最大延伸率。由图7可知，三个方向的断口并没有发生明显的变化，其结构主要由两部分组成：中心部分的纤维区域和周围的剪切唇区域，两个区域有明显的分界。三个方面的中心部分都存在大量的等轴韧窝，说明Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金的三个方向拉伸断裂主要是韧性断裂，并且断裂方式呈现出微孔聚集断裂。微孔聚集断裂是一种常见韧性金属材料断裂机制，其形成过程主要分为微孔形核、长大、聚集，直到最后的金属材料断裂。从图中可以观察出，在塑性变形过程中，Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金三个方向的缩颈大小有明显差别，并且三个方向的拉伸断口中韧窝孔洞大小不一样，沿RD方向拉伸变形过程所产生的韧窝孔洞直径相较于其他两个方向的韧窝孔洞要大一点。在拉伸变形过程中，位错与位错或者位错与界面相互作用形成微孔，随着变形量增加，微孔逐渐长大，并与相邻的微孔合并形成更大尺寸的韧窝，直到最终发生微孔聚集断裂。所以，对于微孔聚集断裂而言，变形量越大对应断口形貌中韧窝尺寸越大。

图  6  退火态Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金的三个方向塑性变形宏观形貌

Figure  6.  Macro morphology of the annealed Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo alloys after deformation in the different direction

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图  7  退火态Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金的三个方向拉伸断口形貌：（a）和（b）RD；（c）和（d）TD；（e）和（f）FD

Figure  7.  Tensile fracture of the annealed Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo alloys in the different direction: (a) and (b) RD; (c) and (d) TD; (c) and (f) FD

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3.   结论

（1）比较Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金退火态与锻态组织发现，α相含量减少，亚稳态β相增多。试样在空冷过程中，合金亚稳态β相又转化为次生α相和少量β相。

（2）退火态Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金的α-Ti呈现等轴晶组织，晶粒尺寸约18 μm。β-Ti主要分布于α-Ti晶粒晶界处。两个截面均以小角度晶界为主，而且小角度晶界比例均达到75%以上。退火处理后Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金中α-Ti晶粒取向主要是RD//[$ \bar {1} $2$ \bar {1} $0]、FD//[0001]。

（3）退火态Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金的三个方向拉伸断裂均为韧性断裂，断裂机制为微孔聚集断裂。退火态Ti−6Al−3Nb−2Zr−1Mo合金三个方向在拉伸过程中的缩颈程度有明显差别，并且三个方向的拉伸断口形貌中韧窝孔洞大小不一样。沿RD方向拉伸时，韧窝尺寸较大，对应的延伸率也优于其他方向。