隨著航空航天、能源裝備等高端制造領(lǐng)域?qū)Σ? 料性能要求的持續(xù)升級(jí)，高強(qiáng)中溫鈦合金憑借優(yōu)異的 比強(qiáng)度、抗疲勞性能及耐腐蝕性能，成為關(guān)鍵構(gòu)件的 核心選材。其中，TC17 鈦合金（Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo） 作為 α+β 型典型合金，因其在 400 ℃以下服役環(huán)境 中的穩(wěn)定力學(xué)性能，被廣泛應(yīng)用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)整體葉盤(pán)、高載荷結(jié)構(gòu)件等復(fù)雜工況部件 [1] 。然而，傳 統(tǒng)鍛造工藝（如兩相區(qū)鍛造制備雙態(tài)組織）在滿足 高強(qiáng)度與高韌性平衡方面存在局限性，難以兼顧材 料的綜合性能需求 [2] 。

近等溫β鍛造是一種在材料β相變溫度附近（通 常略高于β相變點(diǎn)）進(jìn)行的熱加工工藝，通過(guò)維持高 溫環(huán)境和控制變形速率，促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和晶粒細(xì) 化，從而顯著改善材料的組織均勻性。該工藝可誘 導(dǎo)鈦合金形成網(wǎng)籃組織（由片層狀 α 相與β相交替 交織構(gòu)成），其獨(dú)特的片層共格生長(zhǎng)機(jī)制與晶界強(qiáng)化 效應(yīng)，可實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度與塑性的協(xié)同優(yōu)化，為高強(qiáng)中溫鈦 合金的性能提升提供新路徑 [3] 。研究表明，熱變形 參數(shù)作為鈦合金鍛造的關(guān)鍵參數(shù)，會(huì)顯著影響β晶 粒細(xì)化程度、α 相分布形態(tài)及動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為，進(jìn) 而主導(dǎo)材料的強(qiáng)塑性匹配特性 [4] 。然而，當(dāng)前針對(duì) TC17 鈦合金的近等溫β鍛造研究大多集中于單一變 形量下的組織表征或性能測(cè)試，缺乏對(duì)變形量梯度 作用下組織演變規(guī)律與力學(xué)響應(yīng)機(jī)制的系統(tǒng)性分析。 此外，變形量對(duì)斷裂行為的微觀調(diào)控機(jī)理尚未明確， 這限制了該工藝在工程應(yīng)用中的精準(zhǔn)設(shè)計(jì)與優(yōu)化。

本文以TC17鈦合金為研究對(duì)象，研究了近等 溫β鍛造中不同變形量（30%、50%、70%）對(duì)顯微 組織、力學(xué)性能及斷裂行為的影響。通過(guò)金相表 征、拉伸試驗(yàn)與斷口分析，揭示變形量梯度調(diào)控下 網(wǎng)籃組織的形貌演化規(guī)律，闡明其對(duì)抗拉強(qiáng)度、斷 后伸長(zhǎng)率及斷裂機(jī)制的協(xié)同作用機(jī)制。研究結(jié)果不 僅為T(mén)C17鈦合金近等溫β鍛造工藝的優(yōu)化提供理 論依據(jù)，還為高強(qiáng)中溫鈦合金關(guān)鍵構(gòu)件的強(qiáng)塑性匹 配設(shè)計(jì)奠定實(shí)驗(yàn)基礎(chǔ)。

1、實(shí)驗(yàn)材料與方法

本文采用的TC17鈦合金原材料為?55mmx 150mm的圓棒料，化學(xué)成分見(jiàn)表1。

通過(guò)金相法測(cè)得該合金的β轉(zhuǎn)變溫度為895℃。

采用鍛造壓力機(jī)對(duì)TC17鈦合金進(jìn)行鐓粗實(shí)驗(yàn),實(shí)驗(yàn)溫度高于β相變點(diǎn)，設(shè)定為930℃，變形速率為1mm/s，變形量分別為30%、50%、70%。利用電爐進(jìn)行加熱，砧板預(yù)先加熱到830~930℃，試樣鐓粗至相應(yīng)變形量后，空冷至室溫。鍛后熱處理工藝為:840℃x4h,AC;630℃x8h,AC。

表1 TC17鈦合金棒材的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

Table 1 Chemical composition ofTC17titanium alloy bar(mass fraction,%)

鐓粗后取樣進(jìn)行組織觀察和性能檢測(cè)，在取樣位置1截取金相試樣，取樣位置2截取拉伸試樣，如圖2所示。采用高精度線切割設(shè)備進(jìn)行切割，拉伸試樣在縱向取樣，金相觀察方向垂直于壓縮方向。嚴(yán)格控制切割路徑的垂直度與對(duì)稱(chēng)性，以避免取樣偏差對(duì)組織分析結(jié)果產(chǎn)生干擾。金相腐蝕采用體積比為V(H₂O):V(HNO₃):V(HF)=10:3:1的混合腐蝕液進(jìn)行表面處理。腐蝕完成后，利用DM4500M Leica光學(xué)顯微鏡對(duì)試樣的微觀組織進(jìn)行表征。按照標(biāo)準(zhǔn)《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1部分:室溫試驗(yàn)方法》(GB/T228.1-2021)要求，將2根平行試樣在Zwick萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上完成室溫拉伸試驗(yàn)，結(jié)果取平均值。采用Apero2C掃描電子顯微鏡觀察拉伸斷口形貌。

2、結(jié)果與討論

2.1不同變形量下TC17鈦合金的顯微組織

在不同變形量近等溫β鍛造工藝下，TC17鈦合金的顯微組織如圖3所示。由圖3可知，經(jīng)近等溫β鍛造后，TC17鈦合金的顯微組織發(fā)生了顯著轉(zhuǎn)變。原始狀態(tài)下，其組織為典型的雙態(tài)組織;而經(jīng)近等溫β鍛造后，其組織轉(zhuǎn)變?yōu)榫W(wǎng)籃組織，即片層狀α相與β相交替交織分布。由圖3(a)-3(c)可以看出，隨著變形量從30%增加到70%，合金中的β晶粒由近等軸狀逐漸被拉長(zhǎng)為長(zhǎng)條狀。與此同時(shí)，晶界及晶內(nèi)的聚集態(tài)α相(包含大塊狀α相、粗大長(zhǎng)條狀α相和點(diǎn)絮狀α相等)含量由于持續(xù)的變形破碎作用而逐漸減少，被更多的正常網(wǎng)籃組織所替代。由圖3(d)一3(f)可以看出，在網(wǎng)籃組織中，α相和β相的片層形態(tài)隨著變形量的增大而逐漸細(xì)化。當(dāng)變形量為30%時(shí)，α相和β相呈粗桿狀或粗條狀;當(dāng)變形量為50%時(shí)，片層尺寸處于中間水平;當(dāng)變形量為70%時(shí)，則呈現(xiàn)為細(xì)針狀。有研究表明，變形量越大，β晶粒儲(chǔ)存的變形能越高，進(jìn)而促使動(dòng)態(tài)再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)β晶粒細(xì)化，同時(shí)促進(jìn)α相片層在剪切作用下更均勻地交織。

2.2不同變形量下TC17鈦合金的力學(xué)性能

在不同變形量近等溫β鍛造工藝下，TC17鈦合金的抗拉強(qiáng)度與伸長(zhǎng)率變化規(guī)律如圖4所示。從圖4中可看出，隨著變形量的增加，抗拉強(qiáng)度呈上升趨勢(shì)。當(dāng)變形量達(dá)到70%時(shí)，抗拉強(qiáng)度達(dá)到最高值為1218MPa;而斷后伸長(zhǎng)率呈下降趨勢(shì)，由30%變形量時(shí)的7.25%小幅降低至70%變形量時(shí)的6.62%。

隨著變形量的增加，TC17鈦合金的抗拉強(qiáng)度逐漸提高，這主要?dú)w因于以下兩個(gè)方面。其一，在鍛造過(guò)程中，隨著變形量的增大，β晶粒不斷被破碎細(xì)化。根據(jù)Hall-Petch關(guān)系，晶界面積顯著增加，而晶界對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)具有阻礙作用，大量晶界使得位錯(cuò)難以滑移，從而提高了合金的強(qiáng)度6;其二，變形量的增加會(huì)引入更多的位錯(cuò)，位錯(cuò)之間相互作用、纏結(jié)，形成位錯(cuò)胞等亞結(jié)構(gòu)，使得位錯(cuò)滑移更加困難，進(jìn)而提升了合金的強(qiáng)度[7]。

TC17鈦合金的斷后伸長(zhǎng)率隨著變形量增加而下降這是因?yàn)檩^高的變形量促使更多的初生α相發(fā)生變形和破碎，初生α相原本具有較好的塑性，但其數(shù)量的減少及形態(tài)的改變，使得合金整體塑性下降。相關(guān)研究指出，等軸組織中初生α相含量高時(shí)，合金的塑性更好，隨著變形量增加，初生α相的狀態(tài)改變影響了合金塑性[8]。此外，大變形量可能會(huì)導(dǎo)致合金內(nèi)部出現(xiàn)更多微小缺陷，在拉伸過(guò)程中，這些缺陷更容易引發(fā)裂紋的萌生與擴(kuò)展，使得合金在較小的伸長(zhǎng)量下就發(fā)生斷裂，導(dǎo)致斷后伸長(zhǎng)率降低。

均呈現(xiàn)出起伏的臺(tái)階狀結(jié)構(gòu)，這是由于材料內(nèi)部不同區(qū)域的變形存在差異及界面發(fā)生撕裂;隨著變形量的增加，斷面上裂紋的尺寸與數(shù)量呈增長(zhǎng)趨勢(shì)。由圖5(b)可知，當(dāng)變形量為30%時(shí)，斷口均勻分布著大量韌窩與撕裂棱，為典型韌性斷裂特征9]，這與此時(shí)合金中存在粗大初生α相及較粗β晶粒而產(chǎn)生良好塑性相關(guān)，韌窩由a/β相界面微孔長(zhǎng)大合并形成，撕裂棱則是微孔間基體塑性撕裂的痕跡。由圖5(d)可知，當(dāng)變形量為50%時(shí)，韌窩數(shù)量有所減少、尺寸減小，斷口出現(xiàn)非均勻分布的小尺寸準(zhǔn)解理平面，這是由于α相細(xì)化和β晶粒破碎使得強(qiáng)度上升而塑性下降，呈現(xiàn)出從韌性向脆性過(guò)渡的特征。由圖5(f)可知，當(dāng)變形量為70%時(shí)，韌窩幾乎消失，撕裂棱大量減少，出現(xiàn)大量光滑解理平面，這表明斷裂形式以脆性為主，這是由于α相和β晶粒進(jìn)一步細(xì)化，使得位錯(cuò)纏結(jié)嚴(yán)重，塑性儲(chǔ)備不足，此時(shí)應(yīng)力易引發(fā)解理斷裂[10]。

綜上所述，在對(duì)TC17鈦合金進(jìn)行近等溫β鍛造時(shí)，通過(guò)合理控制變形量，可以在一定程度上調(diào)控合金的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率，以滿足不同工程應(yīng)用場(chǎng)景對(duì)材料性能的需求。

2.3不同變形量下TC17鈦合金拉伸斷口形貌

不同變形量近等溫β鍛造工藝下TC17鈦合金的室溫拉伸斷口形貌如圖5所示。由圖5(a)、5(c)、5(e)可知，不同變形量下合金的斷口形貌均呈現(xiàn)出起伏的臺(tái)階狀結(jié)構(gòu)，這是由于材料內(nèi)部不同區(qū)域的變形存在差異及界面發(fā)生撕裂；隨著變形量的增加，斷面上裂紋的尺寸與數(shù)量呈增長(zhǎng)趨勢(shì)。由圖5（b）可知，當(dāng)變形量為30%時(shí)，斷口均勻分布著大量韌窩與撕裂棱，為典型韌性斷裂特征[9]，這與此時(shí)合金中存在粗大初生α相及較粗β晶粒而產(chǎn)生良好塑性相關(guān)，韌窩由α/β相界面微孔長(zhǎng)大合并形成，撕裂棱則是微孔間基體塑性撕裂的痕跡。由圖5（d）可知，當(dāng)變形量為50%時(shí)，韌窩數(shù)量有所減少、尺寸減小，斷口出現(xiàn)非均勻分布的小尺寸準(zhǔn)解理平面，這是由于α相細(xì)化和β晶粒破碎使得強(qiáng)度上升而塑性下降，呈現(xiàn)出從韌性向脆性過(guò)渡的特征。由圖5（f）可知，當(dāng)變形量為70%時(shí)，韌窩幾乎消失，撕裂棱大量減少，出現(xiàn)大量光滑解理平面，這表明斷裂形式以脆性為主，這是由于α相和β晶粒進(jìn)一步細(xì)化，使得位錯(cuò)纏結(jié)嚴(yán)重，塑性儲(chǔ)備不足，此時(shí)應(yīng)力易引發(fā)解理斷裂[10]。

3、結(jié)論

1)近等溫β鍛造后,TC17鈦合金的顯微組織由原始的雙態(tài)組織轉(zhuǎn)變?yōu)榫W(wǎng)籃組織。隨著變形量由30%增加至70%，β晶粒逐漸由近等軸狀轉(zhuǎn)變?yōu)殚L(zhǎng)條狀，晶界及晶內(nèi)的聚集態(tài)α相含量持續(xù)減少，片層結(jié)構(gòu)由30%變形量時(shí)的粗桿狀轉(zhuǎn)變?yōu)?0%變形量時(shí)的細(xì)針狀。

2)隨著變形量的增大，TC17鈦合金的抗拉強(qiáng)度呈遞增趨勢(shì)，當(dāng)變形量為70%時(shí)，抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值1218MPa;斷后伸長(zhǎng)率呈小幅下降趨勢(shì)，由30%變形量時(shí)的7.25%降至70%變形量時(shí)的6.62%。

3)拉伸斷口分析表明，斷口呈現(xiàn)不同程度起伏的臺(tái)階狀結(jié)構(gòu)，斷面裂紋尺寸與數(shù)量隨變形量增大而增加;室溫拉伸斷裂形式由韌性斷裂向脆性斷裂轉(zhuǎn)變，斷裂機(jī)制的演變與組織細(xì)化及強(qiáng)塑性的變化趨勢(shì)相契合。

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（注，原文標(biāo)題：近等溫β鍛造變形量對(duì)TC17鈦合金組織與性能的影響）