模鍛變形速率對TC18鈦合金鍛件組織及力學性能影響研究

王 華

(海軍裝備部，陜西 西安 710021)

1 前 言

鈦合金由于具有較高的比強度、淬透性、良好的可焊接性、優異的冷熱成形性能以及可通過熱處理強化獲得優異的強度-塑性-韌性匹配，目前已廣泛應用于航空、航天、船舶、能源等領域[1, 2]。TC18鈦合金是一種高合金化的α+β型鈦合金材料，名義成分Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe，該合金退火后抗拉強度可達1080 MPa以上，是目前退火狀態下強度最高的鈦合金材料[3]。該合金平衡狀態下由α相和β相組成，與相同強度級別的Ti-17和Ti-1023相比，具有更好的熔煉性能以及良好的強度-韌性匹配，且其最大淬透界面厚度可達250 mm(Ti-17和Ti1023僅為150和100 mm)[4, 5]，因此該合金作為飛機大型主承力結構件材料具有獨特優勢，是一種優異的高強、高韌航空結構鈦合金材料。

航空鈦合金主要采用以鍛造為主的成形方式，鍛造過程中的熱變形工藝對鍛件的組織及性能具有重要影響，主要包括加熱溫度、保溫時間、變形量及變形速率等方面[6, 7]。徐杰等[8]研究了TC18鈦合金熱變形過程中的組織演變，結果表明，在β相區熱變形，β晶粒逐漸長大形成粗大的β晶粒組織，并伴隨著動態回復和動態再結晶兩種軟化機制，該研究工作為TC18合金β相區鍛造工藝控制提供了理論依據。黃大榮等[9]基于位錯演變分析了TC18鈦合金熱變形過程中的流變行為，建立了大變形條件下鈦合金穩態流動的一種新的本構關系，并通過TC18鈦合金驗證該本構模型，模型預測值與試驗結果吻合良好。沙愛學等[10]研究了變形加熱溫度對TC18鈦合金顯微組織演變和力學性能的影響規律，結果表明：塑性、沖擊韌性以及斷裂韌度等性能指標對熱變形溫度變化敏感，通過在不同相區熱變形可以得到不同的顯微組織和力學性能。綜上所述，國內外對TC18鈦合金的研究主要集中在熱變形機理以及熱處理工藝等方面，而對TC18鈦合金模鍛工藝的研究報道尚不多見。本文研究了模鍛變形速率對TC18鈦合金組織及拉伸性能和斷裂韌度的影響規律，分析了TC18鈦合金熱變形過程中的組織演變規律，通過對組織和力學性能的綜合評估，為合理設計TC18鈦合金鍛件的熱變形工藝提供重要的理論基礎。

2 實驗材料及方法

實驗采用湖南金天鈦業科技有限公司生產的TC18鈦合金鑄錠，該鑄錠經3次真空自耗電弧(VAR)熔煉，在β相區開坯、并在α+β相區鍛造成Φ400 mm規格棒材，顯微組織如圖1所示。由圖中可以看出，TC18鈦合金棒材的顯微組織主要由β相基體和彌散分布于β相基體上的球狀初生α相組成。采用淬火金相法測得其相變溫度為875 ℃，棒材化學成分如表1所示。該棒材經(Tβ-40) ℃制坯，在(Tβ+20) ℃進行模鍛，變形速率分別采用2,5以及10 mm/s。模鍛在陜西宏遠航空鍛造有限責任公司200 MN油壓機上進行。鍛件采用統一的雙重退火制度：860 ℃/2 h、爐冷至760 ℃/4 h、空冷、620 ℃/8 h/空冷。

室溫拉伸試樣采用Φ13 mm×71 mm標準拉伸試樣，斷裂韌度實驗采用62.5 mm×62.5 mm×25 mm標準KIC試樣。在Instron萬能試驗機上進行拉伸性能檢測，斷裂韌度實驗在MTS-500KN試驗機上進行。金相試樣經預磨、拋光后，采用V(HF)：V(HNO3)：V(H2O)=1∶2∶7的Kroll’s腐蝕液進行侵蝕。顯微組織觀察采用Leica DMI3000M金相顯微鏡進行，斷口分析在Tecnai G2 F30S掃描電鏡上進行。

圖1 TC18鈦合金棒材顯微組織Fig.1 Microstructure of TC18 titanium alloy bar

表1 TC18鈦合金棒材化學成分Table 1 Chemical composition of TC18 titanium alloy bar (ω/%)

3 結果與分析

3.1 變形速率對TC18鈦合金組織的影響

圖2為TC18鈦合金經不同變形速率模鍛后經雙重退火的顯微組織照片。可以看出，TC18鈦合金在(Tβ+20)℃進行等溫鍛造，顯微組織均為典型網籃組織，晶界α相沿原始β晶粒分布，晶內α相編織良好。由圖2a可知，在變形速率為2 mm/s條件下進行熱變形，原始β晶界不連續且曲折；當變形速率升高到5 mm/s，僅發生部分原始β晶界破碎且晶界較為平直(圖2b)；而在變形速率為10 mm/s條件下，原始β晶粒平直且連續(圖2c)。但在不同變形速率條件下進行變形后晶內網籃狀α相組織無明顯變化。

圖2a所示顯微組織中β晶界曲折且晶粒細小，其主要由于TC18鈦合金在β相區熱變形過程中β晶粒發生了動態回復和動態再結晶。在熱變形過程中位錯易于在變形不均勻位置(如三角晶界)纏結、積塞，而形成胞狀亞晶界，胞狀亞晶界通過吸附附近的位錯而長大，形成亞晶[11]。較低變形速率下變形，β相晶粒有充足的時間形核并長大，因此在三角晶界處形成大量再結晶晶核。隨著變形過程中溫度降低，大量α相優先在β晶界處析出。隨著變形程度的增加，大量位錯在α/β相界處聚集，由于位錯的交互作用，沿著垂直于滑移面的方向排列成位錯墻，隨著β相的滲入，導致晶界α相的破碎，形成破碎的β晶界以及細小的β晶粒[12， 13]。因此，TC18鈦合金在較低變形速率條件下發生動態再結晶現象。而在較高變形速率條件下，變形過程中，大量位錯在晶界處積塞。由于變形時間較短，無法完成動態再結晶過程，僅發生動態回復現象[14]。因此，TC18鈦合金在較高變形速率條件下形成平直且完整的β晶界。

3.2 變形速率對TC18鈦合金力學性能的影響

圖3為不同變形速率條件下鍛造、經雙重退火后TC18鈦合金鍛件力學性能變化趨勢，由圖3a可知，TC18鈦合金隨著變形速率的增加，TC18鈦合金鍛件抗拉強度均在1100 MPa以上，屈服強度在1050 MPa以上，且變化較小，說明TC18鈦合金鍛件的強度指標對變形速率的敏感性較小。然而隨著變形速率的增加，TC18鈦合金鍛件延伸率和斷面收縮率明顯降低。當變形速率為2 mm/s時，延伸率可達19%，而變形速率增加到10 mm/s，延伸率僅為12%；KIC值由81.5降低到55.7 MPa·m1/2。

3.3 斷口分析

圖4為不同模鍛變形速率鍛造后斷裂韌度試樣裂紋萌生區的斷口形貌。圖4a為變形速率2 mm/s條件下斷口形貌，可以看出，斷口存在較深的等軸型韌窩且較為曲折，表明其在斷裂過程中吸收了大量能量，具有明顯的韌性斷口特征。在變形速率為5 mm/s條件下(圖4b)，斷口撕裂棱較淺且粗大，具有沿晶斷口特征，晶內存在大量韌窩，為典型韌脆混合型斷口。當變形速率提高到10 mm/s(圖4c)時，斷口呈冰糖塊狀的解理斷裂及沿晶混合斷裂，為脆性斷裂。圖4d～4f為不同變形速率條件鍛造后試樣斷口較高倍數組織照片，其斷口組織特征相同，均為韌性斷口特征。

圖3 不同變形速率條件模鍛后TC18鈦合金鍛件的力學性能Fig.3 Mechanical properties of TC18 titanium alloy forged under different die deformation rates

TC18鈦合金在斷裂過程中，α相與β相基體間相界面結合能較α相內部或基體弱，因此作為微裂紋的形核位置。較低變形速率條件下進行鍛造后，TC18鈦合金顯微組織中晶界較為曲折且不連續，裂紋擴展到晶界位置，當裂紋擴展方向與α/β相界面方向不同時，裂紋將產生停滯或被迫改變擴展方向，從而消耗更多能量，導致塑性和KIC值提高[15， 16]。而在較高變形速率條件下進行鍛造后，顯微組織中晶界較為平直，當微裂紋擴展到晶界處，裂紋沿晶界迅速擴展，消耗的能量較少，形成沿晶脆性斷裂[17]。在不同變形速率條件下鍛造后的TC18鈦合金鍛件晶內網籃組織和斷口特征相同，其強度也在同一水平，可以得出，變形速率對TC18鈦合金強度的影響較小。

4 結 論

對TC18鈦合金棒坯在不同變形速率條件下鍛造，然后對顯微組織、力學性能以及斷裂韌性斷口進行分析，結果表明：

(1)較低的變形速率有利于TC18鈦合金鍛件β晶粒動態再結晶的發生，形成破碎的β晶粒；而較高變形速率僅引起TC18鈦合金β晶粒動態回復，形成平直且完整的β晶粒。

(2)TC18鈦合金強度性能對模鍛變形速率不敏感，而塑性，特別是延伸率、斷面收縮率以及斷裂韌度等性能指標對模鍛變形速率的變化敏感。

(3)在較低模鍛變形速率(2 mm/s)條件下進行變形，TC18鈦合金鍛件具有較高的斷裂韌度(81.5 MPa·m1/2)和塑性(A≥19.3%，Z≥39.3%)，具有良好的強度-塑性-韌性匹配。

圖4 不同模鍛變形速率條件下TC18鈦合金鍛件斷裂韌度斷口SEM照片Fig.4 SEM images of TC18 titanium alloy fracture die forged at various deformation rates: (a, d) 2 mm/s, (b, e) 5 mm/s, (c, f)10 mm/s