鈦合金具有質(zhì)量輕、比強(qiáng)度高、耐熱性好、抗腐蝕性好等優(yōu)點(diǎn)，在國防軍工和國民經(jīng)濟(jì)中被廣泛應(yīng)用。微觀組織形態(tài)是影響鈦合金性能的決定性因素，其主要取決于化學(xué)成分、鍛造工藝和熱處理方式[1]。當(dāng)化學(xué)成分一定時(shí)，鈦合金鍛件質(zhì)量主要由鍛造工藝決定，即鍛造過程中形成的不良微觀組織很難用后續(xù)的熱處理工藝進(jìn)行改善。同時(shí)，鈦合金對(duì)鍛造工藝參數(shù)非常敏感，鍛造溫度影響鈦合金的固態(tài)相變行為，變形程度和變形速度同樣會(huì)影響α相和β相的比例、形態(tài)、尺寸和分布[2-3]。

TC4（Ti-6Al-4V）屬于等軸馬氏體型兩相鈦合金，由美國于1954年首先研制成功，具有優(yōu)異的綜合性能和加工性能，主要用于制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)的風(fēng)扇、壓氣機(jī)盤和葉片等承力構(gòu)件[4]，現(xiàn)已發(fā)展為世界各國通用的鈦合金。其組織類型可以分為四類：雙態(tài)組織、等軸組織、片層組織和網(wǎng)籃組織[5]，不同組織形態(tài)與不同的力學(xué)性能之間相互對(duì)應(yīng)。因此，研究不同鍛造工藝對(duì)TC4鈦合金組織和性能的影響具有重要的工程意義。

1、試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)原材料為φ28mm的航空級(jí)TC4鈦合金棒材，主要化學(xué)成分如表1所示。選擇鍛造溫度和變形程度為鍛造工藝參數(shù)變量。以TC4鈦合金的（α+β）/β相變溫度（985～990℃）為參考[6]，選定4種鍛造溫度，工藝1～4為α+β鍛造，工藝5為近β鍛造，工藝6為β鍛造[7]；在950℃鍛造溫度的基礎(chǔ)上選擇3種不同的變形程度，以探尋α+β常規(guī)鍛造的最佳變形量，6種鍛造工藝參數(shù)如表2所示。

TC4棒材單件下料尺寸為150mm，棒料加熱后沿徑向鍛造壓扁。鍛造后的退火熱處理工藝為（720±10）℃×1h+AC，目的是消除內(nèi)應(yīng)力，提高塑性和微觀組織的穩(wěn)定性[8]。采用光學(xué)顯微鏡對(duì)微觀組織進(jìn)行觀察分析，金相試樣由線切割下料，經(jīng)過鑲嵌、打磨、拋光后制得，腐蝕劑為3%的硝酸酒精溶液；參照GB/T228.1-2010和GB/T30758-2014要求設(shè)計(jì)加工試件，分別采用EBS-3000型拉伸試驗(yàn)機(jī)和IET-01型彈性模量測(cè)試儀測(cè)試?yán)�伸性能、彈性模量和泊松比，測(cè)試結(jié)果取3次平均值；利用掃描電鏡對(duì)拉伸斷口形貌進(jìn)行觀察分析；參照GB/T231.1-2009進(jìn)行布氏硬度測(cè)試，測(cè)試設(shè)備為HBS-3000型數(shù)顯硬度計(jì)，試驗(yàn)力為612.5N，壓力保持時(shí)間為15s，測(cè)試結(jié)果取每件樣品相同位置上3個(gè)測(cè)試點(diǎn)的平均值。

2、試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1顯微組織分析

圖1為不同鍛造工藝下TC4鈦合金的微觀組織。當(dāng)變形程度為39.3%時(shí)，初生α以球形、橢圓形、棒槌形、橄欖形和短棒形等多種形態(tài)存在，次生α以細(xì)片狀分布于轉(zhuǎn)變β基體，如圖1（a）、（c）、（e）所示。

當(dāng)鍛造溫度由920℃增至950℃時(shí)，初生α形貌基本一致，含量有所降低，得到等軸組織；當(dāng)鍛造溫度為985℃時(shí)，接近（α+β）/β相變溫度，大部分α發(fā)生相變，初生α含量急劇降低，只在β晶界和三角晶界處有少量初生α，得到雙態(tài)組織；當(dāng)鍛造溫度為1020℃時(shí)，超過（α+β）/β相變溫度，β晶粒長大并形成粗大的β晶界，冷卻過程中α不僅沿β晶界析出，而且沿β晶粒內(nèi)的特定晶面析出，使整個(gè)β晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)殚L條狀α+β組織，此時(shí)可見清晰完整的粗大原始β晶界，并有連續(xù)的晶界α鑲邊，在β晶粒內(nèi)有細(xì)長平直、互相平行的片狀α，得到片層組織，如圖1（f）所示。

當(dāng)鍛造溫度為950℃時(shí)，等軸初生α均勻分布，多種形態(tài)的初生α互相粘連，存在堆積形貌，三種變形程度下均得到等軸組織，如圖1（b）、（c）、（d）所示。當(dāng)變形程度由10.7%增至39.3%時(shí)，晶粒被一定程度地拉長，并呈方向性排列；當(dāng)變形程度為69.6%時(shí)，初生α分布密集，且晶粒尺寸不一。這是由于多種形態(tài)的初生α破碎化，并發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，形成尺寸較大的粗條狀α和細(xì)小的等軸α。同時(shí)發(fā)現(xiàn)析出的次生α隨變形程度的增加有所差異，且含量逐漸降低。分析認(rèn)為，在變形程度較小時(shí)，位錯(cuò)密度、空

位密度和空位團(tuán)密度都較小，次生α優(yōu)先在相界和晶界處形核，并向β相內(nèi)增長，形成平直的細(xì)層片狀次生α；當(dāng)變形程度較大時(shí)，β相內(nèi)存在大量位錯(cuò)和空位團(tuán)等缺陷，次生α在晶界、相界和β相內(nèi)同時(shí)形核與長大，次生α形態(tài)更復(fù)雜多樣[9]。此外，較大的變形程度使片層狀的次生α破碎并發(fā)生球化，所以次生α逐漸減少，微觀組織中主要由等軸初生α和少量晶間β組成。

分別測(cè)得不同鍛造工藝下初生α晶粒尺寸和體積分?jǐn)?shù)。如圖2（a）所示，當(dāng)變形程度為39.3%時(shí)，隨著鍛造溫度的升高，初生α體積分?jǐn)?shù)逐漸下降，晶粒尺寸先上升后下降。一方面，鍛造溫度的升高會(huì)加速初生α的擴(kuò)散行為，吞并周圍細(xì)小的α相，使初生α長大；另一方面，鍛造溫度的升高促使TC4鈦合金發(fā)生α→β相變，使初生α尺寸變小、含量逐漸降低。在兩種機(jī)制的競爭作用下，初生α晶粒尺寸呈波浪式變化，當(dāng)鍛造溫度升至985℃時(shí)，由于初生α相大部分發(fā)生相變，晶粒尺寸和體積分?jǐn)?shù)顯著減小。

如圖2（b）所示，當(dāng)鍛造溫度為950℃時(shí)，隨著變形程度的增加，初生α晶粒尺寸先上升后下降。分析認(rèn)為，初生α晶粒首先被拉長粗化，當(dāng)變形量增至一定程度時(shí)，初生α被破碎并等軸化，組織形貌得到細(xì)化；同時(shí)發(fā)現(xiàn)初生α含量受變形程度影響較小，呈幅度較小的波浪式變化。

2.2拉伸性能分析

表3為不同鍛造工藝下TC4鈦合金室溫拉伸性能測(cè)試結(jié)果，圖3直觀表現(xiàn)了鍛造溫度和變形程鍛度對(duì)拉伸性能的影響規(guī)律。當(dāng)變形程度為39.3%時(shí)，拉伸強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度隨鍛造溫度的升高逐漸增大，伸長率和斷面收縮率呈先上升后下降趨勢(shì)；當(dāng)鍛造溫度為950℃時(shí)，拉伸強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和斷面收縮率均隨變形程度的增加而增大，伸長率基本不變。

這說明TC4的力學(xué)性能與微觀組織相互對(duì)應(yīng)。

α+β鍛造時(shí)，α相抗裂紋萌生能力強(qiáng)。初生α晶粒首先由于拉伸發(fā)生滑移變形，隨著拉伸過程進(jìn)行，滑移占據(jù)越來越多的晶粒并向周圍的β轉(zhuǎn)變組織擴(kuò)展，使得空洞的發(fā)生和擴(kuò)展較為緩慢，塑性變形能力增強(qiáng)。

β鍛造時(shí)，大量的針狀β轉(zhuǎn)變組織相互平行，不同片層具有相同的慣習(xí)面[10]。由于缺乏等軸α的牽制，滑移發(fā)生后可以輕易地穿越取向一致的α集束，促使粗滑移帶的產(chǎn)生和微區(qū)變形的不均勻，加快空洞的發(fā)生和擴(kuò)展，導(dǎo)致塑性變形能力較差，即所謂的“β脆性”。彈性模量E的數(shù)值同樣支持上述結(jié)論，即彈性模量較大時(shí)對(duì)應(yīng)的塑性較差，彈性模量較小時(shí)對(duì)應(yīng)的塑性較好。與等軸α不同，針狀β轉(zhuǎn)變組織具有更強(qiáng)的蠕變抗性，裂紋在擴(kuò)展過程中分枝較多且路徑曲折，增加了裂紋擴(kuò)展所需能量。較高的斷裂韌性和較低的裂紋擴(kuò)展速率使片層組織強(qiáng)度高于等軸組織和雙態(tài)組織。

近β鍛造兼顧了較高的強(qiáng)度和塑性，雖然只含13%的等軸α，但較α+β鍛造相比力學(xué)性能更好，說明等軸初生α含量過高反而會(huì)抑制TC4力學(xué)性能的發(fā)揮。

2.3拉伸斷口SEM分析

圖4為不同鍛造工藝下TC4鈦合金拉伸斷口形貌。宏觀斷口整體呈暗黑色，斷口中央的纖維區(qū)和外側(cè)的杯狀剪切唇清晰可見，幾乎觀察不到兩者之間的放射區(qū)。這說明6種微觀組織的塑性和韌性較好，與較高的斷面收縮率和伸長率相符。

圖4（a）～（d）微觀斷口形貌可見大量尺寸不一的韌窩，晶界處發(fā)現(xiàn)微小孔洞，符合韌性斷裂的特點(diǎn)。在拉應(yīng)力的作用下，試件的纖維區(qū)形成微空洞并不斷長大，相互連接后發(fā)展為裂紋并進(jìn)一步擴(kuò)展，直至失穩(wěn)斷裂。圖4（e）、（f）微觀斷口形貌仍存在寬大和細(xì)小的韌窩特征，同時(shí)發(fā)現(xiàn)解理面和撕裂嶺形貌，呈現(xiàn)出韌性斷裂和解理斷裂的混合模式。綜上所述，等軸組織屬于韌性斷裂機(jī)制，雙態(tài)組織和片層組織屬于準(zhǔn)解理斷裂機(jī)制。

2.4顯微硬度分析

圖5為不同鍛造工藝下TC4鈦合金硬度測(cè)試結(jié)果。相同變形程度下，鍛造溫度由950℃升至1020℃時(shí)，硬度提高了8.5%（工藝3、5、6）；相同鍛造溫度下，變形程度由10.7%增至69.6%時(shí)，硬度提高了4.8%（工藝2、3、4）。分析認(rèn)為，α相較β相軟，初生α晶粒尺寸和體積分?jǐn)?shù)的增加意味著硬度的降低，當(dāng)鍛造溫度升高時(shí)，α→β相變程度加劇，α含量降低，導(dǎo)致硬度提高；同時(shí)，變形程度增加使晶粒發(fā)生細(xì)化，一定程度上提高了鍛件硬度。

3、結(jié)論

本文分析了不同鍛造工藝對(duì)TC4鈦合金顯微組織、拉伸性能、拉伸斷口形貌和顯微硬度的影響規(guī)律，得出如下結(jié)論：

（1）鍛造溫度為920和950℃時(shí)，得到4種等軸組織；鍛造溫度為985℃時(shí)，得到雙態(tài)組織；鍛造溫度為1020℃時(shí)，得到片層組織。初生α晶粒尺寸和體積分?jǐn)?shù)、次生α形貌隨鍛造溫度和變形程度的變化差異較大。

（2）等軸組織的強(qiáng)度稍弱，塑性變形能力強(qiáng)；片層組織的強(qiáng)度最高，但因“β脆性”，塑性變形能力較差；雙態(tài)組織兼顧了較高的強(qiáng)度和塑性，綜合性能好于等軸組織，說明等軸初生α含量過高反而會(huì)抑制TC4力學(xué)性能的發(fā)揮。

（3）6種微觀組織拉伸斷口幾乎觀察不到放射區(qū)，說明塑性和韌性較好，與較高的斷面收縮率和伸長率相符。等軸組織為韌性斷裂機(jī)制，雙態(tài)組織和片層組織為準(zhǔn)解理斷裂機(jī)制。

（4）硬度隨鍛造溫度和變形程度的增加而提高。在相同變形程度下，鍛造溫度由950℃升至1020℃時(shí)，硬度提高了8.5%；在相同鍛造溫度下，變形程度由10.7%增至69.6%時(shí)，硬度提高了4.8%。

參考文獻(xiàn)：

[1]鄧瑞剛，楊冠軍，毛小南，等．鍛造工藝及后續(xù)熱處理對(duì)TC11鈦合金組織與性能的影響[J]．機(jī)械工程材料，2011，35(11)：58-62．

[2]張智，楊佩，文娜，等．TC11鈦合金棒材鍛造工藝的研究[J]．熱加工工藝，2017，46(15)：163-164．

[3]田喜明，劉珂妮．鍛造變形量對(duì)TC4-DT鈦合金鍛件組織與力學(xué)性能的影響[J]．鈦工業(yè)進(jìn)展，2013，30(6)：17-21．

[4]劉慶瑔．航空發(fā)動(dòng)機(jī)鈦合金葉片制造技術(shù)及失效分析[M]．北京：航空工業(yè)出版社，2018：75-80．

[5]楊凱文．鍛造和熱處理工藝對(duì)TC21鈦合金靜動(dòng)態(tài)力學(xué)性能和抗彈性能影響的研究[D]．北京：北京理工大學(xué)，2016．

[6]景然．固溶時(shí)效對(duì)TC4合金組織與性能的影響[J]．金屬熱處理，2018，43(8)：152-155．

[7]田偉，伏宇，鐘燕，等．鍛造工藝對(duì)TC17鈦合金的顯微組織和力學(xué)性能的影響[J]．材料熱處理學(xué)報(bào)，2016，37(9)：57-61．

[8]鮑學(xué)淳，程禮，陳煊，等．熱處理工藝對(duì)TC4鈦合金組織和力學(xué)性能的影響[J]．金屬熱處理，2019，44(6)：137-140．

[9]李淼泉，李宏，羅皎．鈦合金精密鍛造[M]．北京：科學(xué)出版社，2016：83-87．

[10]汪波，曾衛(wèi)東，彭雯雯．不同鍛造工藝對(duì)TC4鈦合金棒材顯微組織與力學(xué)性能的影響[J].鈦工業(yè)進(jìn)展，2014，31(5)：14-18．

---

tag標(biāo)簽:鈦合金棒,TC4鈦棒,TC4鈦合金,TC4鈦合金棒

---