TC18钛合金锻造-热处理协同调控机制研究:变形温度与固溶制度对组织演变及强韧性能的影响规律

随着航空航天工业的快速发展，减轻金属结构材料的重量变得愈发关键[1-3]。钛合金因其具有较高的比强度、优良的耐腐蚀性能及耐高温性能，以及无磁性、可焊接等优良特性，成为研究人员关注的重点[4-5]。按照室温下的晶体结构，钛合金可分为α型、β型和α+β型。根据β相的稳定性和合金化特点，β型钛合金可进一步细分为近β型、亚稳β型和稳定β型钛合金。近型和亚稳β型钛合金具有优异的组织调控能力，可通过热处理在较宽范围内调整力学性能，被广泛用作高端结构材料[6-9]。

Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe（Ti-55511）是一种典型的近β型钛合金，在国内其牌号为TC18，具有高强高韧的特点，是高强钛合金工程化应用的主干合金，已被广泛应用于飞机的主要承力结构中，如机身主框架和起落架等[10-12]。Ti-55511合金通常由双相结构组成，包括六方密排α相和体心立方β相[13]。Ti-55511合金的力学性能主要由微观组织决定，包括作为主要强化相α相的尺寸、形态和分布，而α相的空间结构对称性较差，通常会导致合金的延展性较低[14]。合金的变形过程主要依赖于α相和β相中位错的运动，同时α相中形成的变形孪晶也对局部应变协调起到重要作用[15]。

热变形和热处理是钛合金组织调控的两种有效方式[5]。在铸态钛合金中，α相通常呈片层状，但在热变形和热处理过程中，α相可以等轴化并细化[16]。Ivasishin等人[17]研究了Ti-55511合金的微观结构和力学性能，发现通过细化α相，极限抗拉强度可超过1500MPa，但塑性急剧下降，断后伸长率仅为1.73%。Li等人[11]研究了Ti-55511合金在不同变形量下的热轧力学行为，结果显示，随着变形量的增加，合金强度提高，但塑性降低。Li等人[9]研究发现，晶界处连续α相向不连续α相的转变能够有效提高Ti-55511合金的强度和塑性。

Ahmed等人[10]研究了Ti-55511合金在650℃时效处理时的力学性能。结果表明，随着时效时间的增加，时效α相增多，导致合金强度明显提高但塑性变差。An等人[18]研究了三重热处理过程中的微观组织演变，提出最佳热处理工艺为830℃/0.5h/FC+750℃/2h/AC+450℃/8h/AC，在此条件下合金的抗拉强度可达1132MPa，断后伸长率为15.9%。三重热处理过程中的第一步为均匀化处理，第二步旨在调整α相以提高塑性，最后的时效工艺则进一步析出时效α相以增强强度。这些研究主要集中在通过热处理调控组织形态以实现较好的强韧性匹配，却较少关注热变形对组织与性能的影响。

锻造是生产钛合金棒材的常用方法[19]。传统钛合金的锻造通常在单相区进行，然后在两相区反复变形实现α相的细化[19-21]。本研究重点关注锻造变形温度以及热处理制度，探究不同变形温度及热处理制度对TC18钛合金微观组织和力学性能的影响，开展相变点以下和以上变形结合不同温度固溶处理的4组正交实验，对比分析其组织性能差异，系统地探讨工艺、微观结构与力学性能之间的关系，以期为TC18钛合金加工工艺的制定提供依据。

1、实验

实验材料为西部超导材料科技股份有限公司生产的TC18钛合金铸锭，其相变点约为870℃，化学成分如表1所示，显微组织如图1所示。从图1a铸锭的金相照片可以看出，经过腐蚀后，晶粒清晰可见，其尺寸可达毫米级别。从图1b扫描电镜（SEM）照片可以明显观察到三叉晶界，晶界附近有大量的魏氏体片层α相；从图1c扫描电镜照片可以观察到晶内大量的细针状α相，形成类似网篮组织的结构。从图1d透射电镜（TEM）照片可以观察到大量的细针状α片层，其选区电子衍射显示基体β相和针状α相呈现出经典的Burgers位向关系：{110}β//(0001)α；[1-11]β//{12-10}α。

TC18钛合金铸锭进行开坯锻造，加工成尺寸为φ200mm×500mm棒材，然后分别在两相区（830℃）和单相区（900℃）进行锻造，拔长变形量约为20%，得到热变形态的初始样品，再锯切成φ180mm×50mm的成品试样。分别在两相区和单相区对试样进行热处理，具体工艺为：①830℃/2h炉冷至750℃/2h/AC+610℃/6h/AC；②900℃/2h炉冷至750℃/2h/AC+610℃/6h/AC。为探究不同锻造变形温度和热处理工艺对TC18钛合金组织和力学性能的影响，对不同工艺路线对应的试样进行编号，如表2所示。

采用ZwickZ330万能力学试验机进行室温拉伸试验，拉伸试样为圆棒状，中间标距的直径为5mm，长度为24mm。采用JBW-300B冲击试验机进行冲击试验，按照GB/T229—2020标准要求制备U型缺口试样。为保证测试数据准确可靠，每个制度测3个试样。采用KMX-2000D光学显微镜（OM）、FEIHelios NanolabG3UC扫描电子显微镜（SEM）和TitanG2Cs-corrected透射电镜（TEM）表征试样的组织结构。

2、结果与讨论

2.1力学性能

图2是TC18钛合金经过不同温度锻造变形和热处理后的室温拉伸和冲击性能。从图2a可以看出，4#试样的抗拉强度最高，达到（1248±8.4）MPa，2#、3#试样的抗拉强度相近，分别为（1160±7.6）MPa和（1155±7.3）MPa，1#试样的抗拉强度最低，为（1093±8.3）MPa。屈服强度的变化规律与抗拉强度近似，4#试样的屈服强度最高，达到（1154±7.1）MPa，2#、3#试样的屈服强度相近，分别为（1073±4.7）MPa和（1067±6.3）MPa，1#试样的屈服强度最低，为（1037±5.2）MPa。从图2b可以看出，1#试样的塑性最好，断后伸长率达到16%，2#、3#试样的断后伸长率相近，分别为10%、8.5%，4#试样的断后伸长率最低，为4%。断面收缩率的变化规律和断后伸长率规律类似，1#~4#试样的断面收缩率分别为45%、20%、13%和6%。从图2c可以看出，两相区热处理后，试样的冲击韧性较好，1#、3#试样的冲击韧性分别为（32.9±2.1）J/cm²和（36.7±3.2）J/cm²。单相区热处理后，试样的冲击韧性较差，2#、4#试样的冲击韧性分别为（29.5±1.9）J/cm²和（25.9±2.7）J/cm²。

2.2微观组织

图3是TC18钛合金经不同温度锻造变形和热处理后的金相照片。从图3a、3b可以看出，1#试样在放

大倍数为50倍时，无法观察到明显的晶界，500倍时呈现出典型的双态组织，α相球化程度良好，等轴α相的尺寸为3~5μm，占比约为25.8%。从图3c、3d可以看出，2#试样在放大倍数为50倍时，可观察到完整连续的晶界，存在较多的晶界α片层，故晶界α相含量较大，由放大500倍的金相照片可知，粗大的α片层厚度可达2μm，因而合金塑性较差。从图3e、3f可以看出，3#试样在放大倍数为50倍时，虽然存在完整连续的晶界，但并不明显，晶界附近偶尔能观察到α片层，500倍的金相照片显示初生α相为短棒状，长径比约为6.2。从图3g、3h可以看出，4#试样的组织与2#试样类似，有较多晶界α片层和连续的晶界，因而合金的塑性也较差。

图4为TC18钛合金经不同温度锻造变形和热处理后的SEM照片。从图4a可以看出，1#试样等轴α相和时效产生的大量针状α相弥散分布在β转变组织中。从图4b可以看出，2#试样呈现出明显的魏氏组织，初生α相的片层厚度约为2μm，长径比约为9.6。从图4c可以看出，3#试样初生α相呈短棒状，为典型的网篮组织。从图4d可以看出，4#试样组织与2#试样高度类似，其初生α相为片层状，长径比约为10.54。

1#~4#试样组织中均有时效析出的α片层，尺寸在纳米级别，有较大的强化作用。

2.3断口分析与变形机制

图5为经不同温度锻造变形和热处理后的TC18钛合金拉伸试样的断口形貌。从图5a、5b、5e、5f可以看出，1#和3#试样的拉伸断口存在大量的球状韧窝，解理台阶较少，表明试样发生了明显的塑性断裂。

该断裂行为是一种以微孔聚集为主、沿晶断裂机制为辅的混合断裂，呈现出典型的塑性断裂特征，表明1#和3#试样具有较高的韧性。从图5c、5d、5g、5h可以看出，2#和4#试样的拉伸断口上除了韧窝外，还存在解理台阶，呈现出韧脆混合断裂的特征。

图6是1#和3#试样拉伸变形后的TEM照片。从图6a可以看出，1#试样拉伸变形后，等轴初生α相内存在平面滑移的位错，其电子衍射结果显示这些位错在{101-0}柱面和{101-1}锥面滑移。对于钛合金，柱面{101-0}a位错在任何条件下都是最容易激活的滑移系，因为其临界剪切应力最低。但柱面a位错只能协调a方向上的变形，当需要协调c方向上的变形时，{101-1}锥面c+a位错被激活。从图6b可以看出，3#试样拉伸变形后，初生α相内部仅有一个方向的位错滑移，电子衍射显示该滑移方向为{101-0}柱面滑移。由于1#试样的组织以等轴状初生α相为主，而3#试样组织以短棒状初生α相为主，等轴状初生α相由于长径比小，可以激活多个滑移系的位错，因而在塑性变形时能够协调多个方向的变形，这也就解释了1#试样的断后伸长率为16%，而3#试样的断后伸长率仅有8.5%。

2.4微观组织与力学性能关系

根据组织观察与力学性能测试结果，TC18钛合金经不同温度锻造变形和热处理后，得到的组织和性能均不同。经两相区锻造和两相区热处理后的1#试样为双态组织，表现为3~5μm的等轴初生α相均匀分布在β基体中。该组织状态下TC18钛合金的断后伸长率较大，抗拉强度和冲击韧性略低，这是因为变形后初生α相的等轴化程度高，协调变形能力较强，在变形中能够激发多个柱面a和c+a位错等滑移系，因而塑性好，但其抵抗变形的能力相对较低，故拉伸断口呈现出大量韧窝。经单相区锻造和两相区热处理后的3#试样为网篮组织，初生α相呈现短棒状，轴径比较小，初生α相以网篮状分布在β基体中，因而呈现出较好的冲击韧性和抗拉强度，这是因为短棒α相的片层厚度小于等轴α相的直径，阻碍位错运动的能力较强。不管是单相区还是两相区锻造的2#、4#试样，经单相区热处理后，得到的组织均为典型的魏氏组织，晶界附近存在较厚的片层，α相的长宽比相对较大，呈现出较高的强度和较低的断后伸长率，冲击韧性也较低，拉伸断口呈现出混合断裂特征，包括韧窝和解理台阶。综合考量，TC18钛合金经单相区锻造和两相区热处理后，综合性能最优。

3、结论

(1)TC18钛合金经两相区锻造和两相区热处理后，得到典型的双态组织，其断后伸长率较高，强度和冲击韧性相对较低。

(2)TC18钛合金经单相区锻造和两相区热处理后，得到典型的网篮组织，其初生α相呈短棒状，长径比较小，具有较高的强度和冲击韧性，兼具良好的塑性，综合力学性能最优。

(3)TC18钛合金不论是在两相区还是在单相区锻造，经过单相区热处理后均得到魏氏组织，α相的长径比较大。

(4)TC18钛合金试样经两相区热处理后，拉伸断口呈现出明显的塑性断裂特征；经单相区热处理后，拉伸断口存在韧窝和解理台阶形貌，呈现出混合断裂特征。

(5)TC18钛合金组织中的等轴α相在变形时能够激活多个滑移系，合金呈现出较好的塑性，而片层和短棒状α相只能激活单一的滑移系，因而合金的塑性较差。

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