鈦及鈦合金具有密度小、比強(qiáng)度高、耐腐蝕性好、抗疲勞、耐高溫/低溫和生物相容性好等諸多優(yōu)點(diǎn)，已在航空航天、兵器、海洋工程和石油化工等行業(yè)中獲得越來(lái)越廣泛的應(yīng)用[1-4]。鈦及鈦合金產(chǎn)品形態(tài)主要包括棒材、鍛件、餅材、板材和管材等，可以通過(guò)鑄造、鍛造、軋制、拉拔以及增材制造等多種方式加工而成。其中，鍛造是獲得性能優(yōu)異的鈦合金產(chǎn)品的一種主要手段。鈦合金餅材作為發(fā)動(dòng)機(jī)盤(pán)、燃?xì)廨啓C(jī)及離心機(jī)等高端裝備核心部件的關(guān)鍵材料，隨著服役環(huán)境越來(lái)越復(fù)雜和苛刻，對(duì)于優(yōu)化鍛造和熱處理工藝以實(shí)現(xiàn)良好綜合性能的要求也越來(lái)越高。

董潔等[5]研究了TC11鈦合金餅材在相變點(diǎn)以下20~40℃加熱、變形量分別為50%~70%和70%~90%時(shí)的顯微組織和綜合力學(xué)性能，結(jié)果表明，大變形量工藝更為適宜。張俊杰等[6]研究了在3t錘和1250t壓力機(jī)上兩相區(qū)加熱成形對(duì)TC11鈦合金餅材顯微組織和綜合性能的影響，指出在壓力機(jī)上生產(chǎn)的餅材性能更優(yōu)越。史小云等[7]開(kāi)展了TC17鈦合金在 Tβ-(30~60)℃和 Tβ+30℃鐓拔改鍛后在Tβ一(30~60)℃成型的對(duì)比試驗(yàn)，分別得到了等軸和網(wǎng)籃組織的餅材，前者塑性好，后者強(qiáng)度優(yōu)。鄧雨亭等[8]主要研究了Ti65高溫鈦合金餅距離表面分別為10、20、30、40、50、60mm的拉伸、持久性能和位錯(cuò)演變規(guī)律，發(fā)現(xiàn)從邊緣到心部的拉伸和持久性能存在一定差異，高密度位錯(cuò)主要集中于片狀a相界面處等。綜上不難發(fā)現(xiàn)，針對(duì)鈦合金餅相關(guān)的研究重點(diǎn)主要集中在鍛造、熱處理工藝對(duì)鈦合金餅成品顯微組織和綜合力學(xué)性能的影響，而對(duì)其從原始鑄錠、鍛造過(guò)程坯料到最終熱處理態(tài)成品開(kāi)展顯微組織演變的研究報(bào)道并不多。

TC4鈦合金名義成分為T(mén)i-6Al-4V，具有高強(qiáng)度、低密度和良好的耐腐蝕性等特點(diǎn)，綜合性能優(yōu)異。自1954年由美國(guó)成功研制出以來(lái)，成為迄今應(yīng)用最廣泛的一種α+β型鈦合金，特別是在航空航天、兵器等軍工高端領(lǐng)域應(yīng)用占比較高，其中TC4鈦合金餅是較為重要的應(yīng)用產(chǎn)品之一。經(jīng)文獻(xiàn)調(diào)研發(fā)現(xiàn)，對(duì)大規(guī)格TC4鈦合金餅的鍛造、熱處理工藝以及組織性能的研究報(bào)道相對(duì)較少。僅李維等[9]研究了固溶時(shí)效熱處理制度對(duì)TC4鈦合金餅組織性能的影響，得到了力學(xué)性能匹配良好的最優(yōu)固溶(950℃x1h，水冷)+時(shí)效(530℃x6h，空冷)熱處理制度。另外，根據(jù)所使用鍛造設(shè)備能力，設(shè)計(jì)TC4鈦合金餅鍛造火次以及跟蹤鍛造和熱處理過(guò)程的組織演變等的研究更是鮮有報(bào)道。鑒于此，根據(jù)某葉輪鍛件的理化性能和使用環(huán)境要求，本研究采用真空自耗熔煉、鍛造和熱處理等工藝，試制?690(0，+5)mmTC4鈦合金餅。重點(diǎn)觀察了該TC4鈦合金餅在多火次鍛造及不同熱處理過(guò)程中的高低倍組織演變，并對(duì)兩種熱處理態(tài)餅進(jìn)行超聲波探傷、室溫拉伸性能測(cè)試和斷口形貌分析。本研究可以為后續(xù)大規(guī)格TC4鈦合金餅的鍛造和熱處理工藝優(yōu)化、低成本制造以及在民用領(lǐng)域的進(jìn)一步推廣應(yīng)用提供重要的試驗(yàn)和理論參考。

1、試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料及制備

試驗(yàn)材料為自產(chǎn)3t級(jí)TC4鈦合金鑄錠，熔煉方式為真空自耗熔煉。具體熔煉過(guò)程為:將0級(jí)海綿鈦100.00kg、鋁豆3.68kg、鋁釩55合金8.32kg、鈦鐵合金0.11kg以及二氧化鈦0.33kg經(jīng)OAS-28019236自動(dòng)稱(chēng)重混布料系統(tǒng)完成自動(dòng)配料與混合后，在YR99-7000型海綿鈦液壓機(jī)上壓制成?305mm×400mm的圓柱體電極(每塊重112.29kg)共28塊。隨后，在DHG型真空等離子焊箱內(nèi)按1+7方式組焊，共得到4根電極棒。將電擊棒轉(zhuǎn)入ALD-L1080P12Ti型真空自耗熔煉爐中，控制漏氣率≤0.7Pa/min、真空度≤8.0Pa，采用4-2-1三次熔煉工藝，依次制備 Φ440 mm一次錠4根、Φ520mm二次錠2根以及Φ600mm三次錠。

對(duì)成品鑄錠頭部、中部和尾部取樣，進(jìn)行化學(xué)成分檢測(cè)，所得結(jié)果見(jiàn)表1。由表1可以看出，自產(chǎn)TC4鈦合金鑄錠的化學(xué)成分符合GB/T 3620.1-2016《鈦及鈦合金牌號(hào)和化學(xué)成分》的要求，Al和V主要合金元素極差在1100μg/g以?xún)?nèi)，且其在頭部、中部和尾部的總體分布比較均勻。Fe和O元素極差分別在50μg/g和150μg/g以?xún)?nèi)，O元素含量整體偏高，中部稍低(0.173%)。C、N和H等雜質(zhì)元素的含量均較低，表明自產(chǎn)TC4鈦合金鑄錠達(dá)到了純凈化熔煉的效果。

表1 自產(chǎn)TC4鈦合金鑄錠不同部位的化學(xué)組成

1.2

將TC4鈦合金鑄錠等分為兩節(jié)，在控溫精度±5℃的DL17-1797型箱式電阻爐中加熱，具體加熱溫度和時(shí)間見(jiàn)表2。將加熱坯料轉(zhuǎn)20MN快鍛液壓機(jī)組上進(jìn)行開(kāi)坯、改鍛、預(yù)成型和成型，共七火次，鍛得規(guī)格為?690(0，+5)mm×270(0，+10)mm的黑皮餅兩件。鍛造分單相區(qū)和兩相區(qū)兩階段進(jìn)行:單相區(qū)每火次采用兩鐓兩拔或兩拔一鐓，兩相區(qū)每火次采用一鐓一拔。鐓粗變形量控制為40%~45%(誤差±5%)，交替采用打四方、倒八方和打六方、滾圓等多種變形方式，第六、七火次的鐓粗變形量根據(jù)實(shí)際成型情況調(diào)整，鍛后均空冷。第一、二火次后分料，第一、三、五、七火次后取樣進(jìn)行高低倍組織觀察。第三火次后，按照GB/T23605-2020《鈦合金β轉(zhuǎn)變溫度測(cè)定方法》測(cè)得TC4鈦合金β→α相變點(diǎn)溫度Tβ=992℃。

鍛造工藝方案如下:1)采用階梯加熱制度，先在850℃下保溫一段時(shí)間，再升溫至單相區(qū)(1150、1080、1020℃)各鐓拔 1火次;2)962℃(Tβ-30℃)鐓拔 1火次;3)952℃(Tβ-40℃)鐓拔1火次;4)947℃(Tβ-45℃)預(yù)成型1火次;5)942℃(Tβ-50℃)旋轉(zhuǎn)平臺(tái)成型1火次。具體鍛造參數(shù)(包括鍛造前后尺寸、鍛造比及變形操作等)見(jiàn)表2。

從質(zhì)量相對(duì)更大的TC4鈦合金餅上切取厚度為20mm的試片，等分為兩份，編號(hào)為1#和2#。將試片置于DL22-2288型箱式高精度電阻爐(控溫精度±5℃)開(kāi)展探索性熱處理，其中1#試片熱處理制度為800℃×50min，空冷(普通退火);2#試片熱處理制度為982℃×30min，空冷(固溶)。熱處理后取樣進(jìn)行高倍組織觀察和拉伸性能檢測(cè)。根據(jù)兩組試片的組織性能測(cè)試結(jié)果,優(yōu)化確定TC4鈦合金餅的熱處理制度為:800℃×230min，空冷(普通退火)和977℃×210min，空冷(固溶)。對(duì)兩件TC4鈦合金餅分別實(shí)施上述兩種工藝，得到兩種熱處理態(tài)餅材，將端面機(jī)械加工至粗糙度Ra≤3.2μm后，分別進(jìn)行低倍組織觀察和超聲波探傷檢測(cè)。

表2 TC4鈦合金餅鍛造過(guò)程主要參數(shù)

注：“/”前后數(shù)據(jù)分別為兩件TC4鈦合金餅的鍛造參數(shù)?？傚懺毂确謩e為17.00和16.99,第一~五火為拔長(zhǎng)鍛造比,第六、七火為鐓粗比,滾圓修整的鍛造比忽略不計(jì)。

1.3 分析表征方法

采用DK7745型線切割機(jī)床將TC4鈦合金餅鍛造過(guò)程中的試樣和熱處理試樣餅切片加工成尺寸為20mm×20mm的試樣，按照GB/T5168-2020《鈦及鈦合金高低倍組織檢驗(yàn)方法》，采用1.5g CuSO4+40mL HCl+20mL無(wú)水乙醇配成的混合溶液對(duì)試樣進(jìn)行腐蝕，通過(guò)目視觀察其低倍組織，再使用Nikon MA100金相顯微鏡觀察顯微組織，并借助Micro-imaging顯微圖像分析系統(tǒng)統(tǒng)計(jì)晶粒平均尺寸。

通過(guò)線切割分別從不同熱處理試樣上沿徑向、弦向截取φ5 mm×81 mm拉伸試樣;按照GB/T 228.1-2010《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1部分:室溫試驗(yàn)方法》，在LD26.205微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，并利用 Apreo S掃描電子顯微鏡觀察徑向拉伸試樣斷口的宏觀和微觀形貌。

采用 Masterscan 700M超聲波探傷儀，按照GB/T 5193-2020《鈦及鈦合金加工產(chǎn)品超聲檢驗(yàn)方法》，分別對(duì)TC4鈦合金五火鍛造坯料及熱處理試樣進(jìn)行超聲波探傷檢測(cè)。通常情況下，大規(guī)格TC4鈦合金餅經(jīng)鍛造后，截面組織分布不均勻，邊部晶粒細(xì)化效果最好，心部最差，而0.5R處為二者之間的過(guò)渡組織，組織特征具有較強(qiáng)的代表性。根據(jù)組織決定性能的對(duì)應(yīng)關(guān)系，為便于比較和判定，本研究將鍛造坯料和熱處理態(tài)顯微組織試樣，以及徑向、弦向拉伸試樣的取樣位置統(tǒng)一設(shè)定在0.5R(R為T(mén)C4鈦合金餅半徑)處;低倍組織則觀察整個(gè)橫向截面。各試樣具體取樣位置和方向如圖1所示。

2、試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 低倍組織演變

為探索TC4鈦合金鑄錠鍛造成鈦合金餅過(guò)程中的低倍組織演變規(guī)律,對(duì)原始鑄錠以及第一、三、五、七火次鍛造后坯料的橫向低倍組織分別進(jìn)行了觀察，詳見(jiàn)圖2(a~e)，坯料經(jīng)普通退火和固溶處理后的橫向低倍組織見(jiàn)圖2(f~g)。圖2對(duì)應(yīng)的低倍組織級(jí)別由工藝人員根據(jù)晶粒細(xì)化程度，對(duì)照GB/T 5168-2020標(biāo)準(zhǔn)附錄 A給出判定，晶粒尺寸使用精度為1mm的鋼板尺測(cè)量得出。

由圖2(a)可以看出，TC4鈦合金原始鑄錠頭部呈現(xiàn)典型的粗大鑄態(tài)組織，晶界清晰可辨，部分晶粒尺寸可以達(dá)到30mm，邊緣較細(xì)，0.5R處為典型柱狀晶。考慮到成材率，冒口未完全切除干凈，心部殘留少量縮孔。由圖2(b)可以看出，一火鍛造坯料的低倍組織晶界仍為清晰晶，粗大晶粒初步開(kāi)始破碎，晶粒形狀進(jìn)一步均勻，平均晶粒尺寸細(xì)化至20mm以下。由圖2(c)可以看出，三火鍛造坯料的低倍組織轉(zhuǎn)變?yōu)榘肭逦В骄Я３叽邕M(jìn)一步減小至10mm以下。由圖2(d)可以看出，五火鍛造坯料的低倍組織改善不是很明顯，仍為半清晰晶，局部晶粒偏大;但低倍組織已達(dá)到鐓拔鍛造的預(yù)期效果，經(jīng)初步判定可以安排預(yù)成型和成型。由圖2(e)可以看出，七火鍛造坯料的低倍組織中從0.5R到邊部總體為模糊晶，但心部稍粗，為半模糊晶，且未發(fā)現(xiàn)裂紋、氣孔、夾雜以及肉眼可見(jiàn)的偏析等冶金缺陷。綜上，在第五火次鍛造結(jié)束后，坯料的低倍組織整體仍較粗，這主要和使用的20 MN快鍛液壓機(jī)組實(shí)際鍛造過(guò)程壓力相對(duì)偏低(僅為16~17 MN)有較大關(guān)系。此外，由于坯料規(guī)格偏大，在兩相區(qū)鍛造時(shí)，壓力較難傳遞到心部，導(dǎo)致心部晶粒破碎效果相對(duì)較差。因此，針對(duì)該大規(guī)格TC4鈦合金餅在鍛造過(guò)程中不可盲目追求減少火次，可以考慮在確保開(kāi)裂不嚴(yán)重的前提下，采取適當(dāng)增加每火次變形量以及交替變化拔長(zhǎng)方式等措施來(lái)實(shí)現(xiàn)低倍組織均勻細(xì)化的最終目標(biāo)。

由圖2(f)可以看出，經(jīng)普通退火熱處理后，TC4鈦合金低倍組織進(jìn)一步改善，細(xì)化為模糊晶。由圖2(g)可以看出，固溶退火后，其晶粒尺寸較圖2(e)所示鍛造坯料又開(kāi)始長(zhǎng)大，整體呈半清晰晶，這主要與固溶溫度設(shè)定在兩相區(qū)上部，溫度偏高有關(guān)。熱處理是調(diào)控TC4鈦合金顯微組織、優(yōu)化拉伸性能的重要工藝手段。普通退火可以消除內(nèi)應(yīng)力，實(shí)現(xiàn)鈦合金組織穩(wěn)定和性能均勻;固溶處理可以提高鈦合金的強(qiáng)度和硬度，是實(shí)現(xiàn)綜合力學(xué)性能匹配的基礎(chǔ)，通常選擇在兩相區(qū)上部溫度進(jìn)行，使得晶粒在一定程度上統(tǒng)一長(zhǎng)大，組織更趨均勻，同時(shí)可以確保進(jìn)行充分的恢復(fù)和再結(jié)晶，從而獲得高比例的亞穩(wěn) β相[10]。此外需要說(shuō)明兩點(diǎn):一是原始鑄錠、各火次鍛造坯料及熱處理試樣尺寸不一致，因此圖2(e~g)統(tǒng)一采用相同尺寸的低倍試樣和50mm標(biāo)尺，依靠標(biāo)尺比例直觀體現(xiàn)各試樣實(shí)際尺寸大小;二是圖2(e~g)的低倍組織邊部晶粒不清晰，特別是圖2(f)心部存在明顯的圓形車(chē)刀紋。這主要是因?yàn)楝F(xiàn)有設(shè)備不具備磨床加工條件，試樣只能采用車(chē)床加工;且坯料直徑>690mm，整體尺寸偏大，車(chē)加工后試樣邊部和心部粗糙度不一致，并在一定程度上對(duì)試樣腐蝕和低倍組織觀察造成負(fù)面影響。后續(xù)需進(jìn)一步完善鈦合金低倍制樣裝備，確保低倍組織檢驗(yàn)結(jié)果更加規(guī)范，為組織性能調(diào)控和工藝優(yōu)化提供準(zhǔn)確依據(jù)。

2.2 顯微組織演變

TC4鈦合金原始鑄錠和第一、三、五、七火次鍛造后坯料0.5R處的顯微組織(200×)如圖3(a~e)所示，坯料經(jīng)普通退火、固溶處理后的顯微組織如圖3(f~g)所示。

由圖3(a)可以看出，TC4鈦合金原始鑄錠為典型魏氏組織，原始β晶界清晰完整，β晶粒內(nèi)為細(xì)而平直α片集束，取向幾乎相同，針狀α長(zhǎng)寬比大于10:1。由圖3(b)可以看出，一火鍛造坯料原始β晶界開(kāi)始消失，粗大并相對(duì)規(guī)則的集束方向性被打亂，呈交替網(wǎng)狀。由圖3(c)可以看出，三火鍛造坯料無(wú)規(guī)則集束進(jìn)一步被破碎，可判定為魏氏組織到等軸組織的過(guò)渡組織。由圖3(d)可以看出，五火鍛造坯料經(jīng)兩相區(qū)鍛造后雖形成兩相加工組織，但組織等軸化程度極低;基體主要分布著拉長(zhǎng)的條狀α相，其長(zhǎng)寬比大于3:1，開(kāi)始析出少量短棒狀α相，基本沒(méi)有生成球狀α相。由圖3(e)可以看出，七火鍛造結(jié)束后坯料的顯微組織呈現(xiàn)典型的兩相區(qū)加工組織，在β轉(zhuǎn)變基體上分布著尚未完全等軸化的α相。經(jīng)統(tǒng)計(jì)(誤差±5%)，棒狀α相占比(數(shù)量分?jǐn)?shù))達(dá)60%，球狀α相占比25%。

在鍛態(tài)顯微組織一致的情況下，不同熱處理工藝得到的顯微組織明顯不同。由圖3(f)可以看出，普通退火態(tài)顯微組織的等軸化程度較鍛造態(tài)進(jìn)一步改善，為細(xì)小均勻的等軸組織。據(jù)統(tǒng)計(jì)，球狀初生α相含量達(dá)到65%(誤差±5%)，α相平均晶粒尺寸約為17.32μm。由圖3(g)可以看出，經(jīng)兩相區(qū)上部溫度固溶處理后的顯微組織為雙態(tài)組織，其α相有兩種形態(tài):一種是不連續(xù)的等軸初生α相;另一種為β轉(zhuǎn)變基體上分布的次生片狀α相。圖3(h)為圖3(g)中的α相分布情況，據(jù)統(tǒng)計(jì)，α相總含量約為39.35%，平均晶粒尺寸約為16.48μm。等軸組織特征是在β轉(zhuǎn)變組織基體上分布著含量大于40%的多種形態(tài)的初生α相;雙態(tài)組織特征是在層片狀β轉(zhuǎn)變組織基體上分布著不連續(xù)的短棒狀和球狀等多種形狀的初生α相，但含量一般小于40%。雙態(tài)組織又稱(chēng)混合組織，兼具魏氏組織和等軸組織的優(yōu)點(diǎn)。TC4鈦合金顯微組織的不同也決定了室溫拉伸性能的差異，在化學(xué)成分一定的情況下，等軸組織中球狀α相晶粒越細(xì)小，室溫拉伸強(qiáng)度和塑性也就越高。因此，固溶處理所得雙態(tài)組織在保持較高拉伸強(qiáng)度的同時(shí)，還能維持較好的拉伸塑性，具有良好的強(qiáng)度-塑性的綜合匹配性能[11]。

2.3 超聲波探傷

鑒于TC4鈦合金坯料僅局部取樣開(kāi)展低倍組織檢驗(yàn)存在局限性，為驗(yàn)證坯料五火鍛造后是否可以成型，對(duì)尺寸為400mm×830mm的棒坯進(jìn)行車(chē)削加工，按GB/T5193-2020要求，采用縱波直射大平底計(jì)算法對(duì)棒坯圓周進(jìn)行超聲波探傷，其中探頭尺寸Φ14mm、工作頻率5MHz、聲速6080m/s，驗(yàn)收基準(zhǔn)采用B級(jí)Φ3.2mm當(dāng)量平底孔。檢測(cè)結(jié)果顯示，棒坯由心部到邊部雜波水平為-3~-6dB，棒坯心部晶粒相對(duì)粗大一點(diǎn)，沿棒坯長(zhǎng)度方向組織均勻性良好。根據(jù)TC4鈦合金棒坯總體雜波水平并結(jié)合圖2(d)和圖3(d)五火鍛造坯料的高低倍組織，經(jīng)綜合評(píng)判可以安排成型。

將普通退火和固溶處理后的TC4鈦合金餅車(chē)削加工至厚度260 mm、表面粗糙度Ra≤3.2μm的探傷試樣。按GB/T5193-2020要求，并沿用五火鍛造坯料的超聲波探傷工藝參數(shù)進(jìn)行檢測(cè)。按照GB/T 16598-2013要求，厚度>150mm鈦合金餅材按B級(jí)Φ3.2mm當(dāng)量平底孔驗(yàn)收即可。探傷結(jié)果表明，兩種熱處理態(tài)TC4鈦合金餅均完全滿(mǎn)足B級(jí)探傷指標(biāo)要求。結(jié)合圖3(f)和圖3(g)顯微組織可以看出，兩種熱處理態(tài)TC4鈦合金餅的晶粒已經(jīng)非常細(xì)小，因此提高驗(yàn)收級(jí)別，按A級(jí)Φ2.0 mm當(dāng)量平底孔進(jìn)行超聲波探傷檢測(cè)，餅材雜波檢測(cè)結(jié)果見(jiàn)表3。由表3可以看出，兩者超聲波探傷結(jié)果均符合GB/T16598-2013表5中A級(jí)驗(yàn)收級(jí)別要求。固溶態(tài)TC4鈦合金餅整體雜波水平比普通退火態(tài)差3~4dB，但其雜波均勻性比普通退火態(tài)稍好。

表3 不同熱處理態(tài)TC4鈦合金餅超聲探傷雜波檢測(cè)結(jié)果

超聲波探傷的雜波水平可以在一定程度上反映晶粒大小，也能初步判定組織不均勻性和異常缺陷。兩種熱處理態(tài)TC4鈦合金餅的探傷結(jié)果均滿(mǎn)足A級(jí)驗(yàn)收指標(biāo)要求，表明該大規(guī)格TC4合金餅經(jīng)過(guò)七火次大變形量鍛造變形，其晶?？傮w已經(jīng)比較細(xì)小，圖3(f~g)中0.5R處的顯微組織晶粒尺寸可以證實(shí)該結(jié)論。兩種熱處理態(tài)TC4鈦合金餅的心部較邊部雜波水平差2~4dB，說(shuō)明心部晶粒尺寸略大，這與圖2(f~g)低倍組織呈現(xiàn)的結(jié)果是一致的。心部晶粒相對(duì)粗大，最主要的原因是TC4鈦合金餅尺寸偏大，而20 MN快鍛機(jī)組壓機(jī)的實(shí)際壓力只能達(dá)到額定壓力的80%~85%，導(dǎo)致鍛造過(guò)程壓力難以傳遞到坯料心部。此外，坯料邊部和心部變形不均勻程度存在累加效應(yīng)，最終在熱處理樣品低倍組織和超聲波探傷結(jié)果上反映出來(lái)[12]。TC4鈦合金餅經(jīng)普通退火可以實(shí)現(xiàn)再結(jié)晶，內(nèi)部組織較鍛造態(tài)更加細(xì)化和均勻，并完全軟化;但經(jīng)兩相區(qū)上部溫度固溶處理后，晶粒有明顯長(zhǎng)大趨勢(shì)，超聲波探傷結(jié)果也有所反映。因此，針對(duì)大規(guī)格TC4鈦合金餅的鍛造工藝，整體組織均勻性控制，特別是坯料心部晶粒細(xì)化，仍是后續(xù)鍛造工藝優(yōu)化調(diào)整的重要方向。

2.4 室溫拉伸性能

從TC4鈦合金餅上鋸切厚度為20mm的試片并對(duì)半分割，分別開(kāi)展普通退火(1#試樣)和固溶處理(2#試樣)，在各試片對(duì)應(yīng)鍛餅0.5R處位置，截取弦向和徑向拉伸試樣各2組，對(duì)其進(jìn)行室溫拉伸性能測(cè)試，所得結(jié)果見(jiàn)表4。除此之外，表4還列出了GB/T16598-2013中規(guī)定的TC4鈦合金餅的室溫拉伸性能要求。

表4 不同熱處理態(tài)TC4鈦合金餅室溫拉伸性能

注：“/”前后數(shù)值分別為兩組試樣的拉伸性能。

由表4可以看出，熱處理態(tài)TC4鈦合金餅(1#試樣和2#試樣)弦向和徑向的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率，均符合GB/T16598-2013的指標(biāo)要求(抗拉強(qiáng)度≥895MPa、屈服強(qiáng)度≥825MPa、斷后伸長(zhǎng)率≥10%、斷面收縮率≥25%);僅1#試樣徑向斷后伸長(zhǎng)率為10.0%，剛好達(dá)到標(biāo)準(zhǔn)下限,壓線合格。

1#試樣弦向的拉伸性能整體優(yōu)于徑向，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率平均值分別高于徑向1.7%、1.0%、17.5%和7.2%，尤其是1#試樣弦向抗拉強(qiáng)度超過(guò)1000MPa，徑向抗拉強(qiáng)度低值978.0 MPa與1000 MPa也僅差22.0 MPa;徑向屈服強(qiáng)度相對(duì)較低，但低值也達(dá)到了904.0 MPa，仍遠(yuǎn)高于標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定值825.0 MPa。2#試樣弦向的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的平均值分別高于徑向1.2%和1.4%，但與1#試樣不同的是，其斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率的平均值卻分別比徑向低0.5%和2.0%。此外，由表4還可以看出，2#試樣徑向、弦向的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的平均值分別低于1#試樣0.5%、1.0%和 4.2%、3.8%，降低幅度均未超過(guò)5.0%;但對(duì)應(yīng)的斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率的平均值分別高出1#試樣35.0%、8.5%和33.3%、16.2%。這說(shuō)明2#試樣在保持和1#試樣相差不大的高拉伸強(qiáng)度的同時(shí)，還可以實(shí)現(xiàn)非常好的塑性，其綜合室溫拉伸性能更為優(yōu)異。

鈦合金顯微組織對(duì)其力學(xué)性能具有決定性作用。結(jié)合圖3(f~g)所示，普通退火得到等軸組織，兩相區(qū)上部溫度的固溶處理得到雙態(tài)組織。通常情況下，鈦合金顯微組織中等軸初生α相晶粒越細(xì)小，晶界越多，其室溫拉伸強(qiáng)度和塑性也就越高，這主要是通過(guò)有效分散應(yīng)力和塑性變形過(guò)程中容納更多位錯(cuò)來(lái)實(shí)現(xiàn)的。拉伸變形由個(gè)別α相晶?；崎_(kāi)始，并逐漸轉(zhuǎn)移到β組織，通過(guò)推遲空洞形成和發(fā)展可以獲得較高的室溫拉伸塑性。除此之外，在顯微組織一定的情況下，鈦合金的化學(xué)成分，特別是O含量對(duì)室溫拉伸強(qiáng)度和塑性也有較大影響。結(jié)合表1中TC4鈦合金化學(xué)組成，鑄錠中部O含量低至0.173%，頭部和尾部分別為0.183%和0.188%，均已接近GB/T3620.1-2016規(guī)定的上限值0.20%。O與Ti會(huì)形成間隙式固溶體，提高合金強(qiáng)度，并降低塑性[13]。故顯微組織形貌變化和O含量偏高的共同作用導(dǎo)致普通退火態(tài)TC4鈦合金餅產(chǎn)生了高強(qiáng)度和低塑性的結(jié)果。與普通退火試樣相比，經(jīng)固溶處理后的試樣抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度雖略有降低，但斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率有明顯提高，實(shí)現(xiàn)了室溫拉伸強(qiáng)度和塑性的綜合匹配。這主要是因?yàn)楣倘芸绽涮幚砗螅珹l、V等合金元素充分溶入Ti基體，形成亞穩(wěn)態(tài)過(guò)飽和固溶體。同時(shí)，熱處理過(guò)程還可以使組織進(jìn)一步均勻化，形成兼具等軸組織和魏氏組織優(yōu)點(diǎn)的雙態(tài)組織。具備該類(lèi)雙態(tài)組織的TC4鈦合金餅綜合性能優(yōu)異，可以滿(mǎn)足葉輪產(chǎn)品復(fù)雜苛刻服役環(huán)境下的使用要求。

2.5 拉伸斷口形貌

圖4為T(mén)C4鈦合金鍛餅分別經(jīng)普通退火(1#試樣)和固溶處理(2#試樣)后的徑向室溫拉伸斷口宏觀及微觀形貌(2000×)。由圖4(a1)和圖4(b1)宏觀形貌可以看出，兩種熱處理態(tài)的拉伸試樣斷面均呈暗灰色，無(wú)金屬光澤，整體起伏不平。其中，1#試樣斷口高低不平，呈現(xiàn)尖角、波狀和魚(yú)脊等形貌，無(wú)明顯的頸縮現(xiàn)象;2#試樣斷口相對(duì)比較平整和光滑，中間為纖維區(qū)，四周有較寬的剪切唇，與拉伸方向呈45°角，存在明顯的頸縮現(xiàn)象。1#和2#徑向拉伸試樣斷口的微觀形貌分別見(jiàn)圖4(a2)和圖4(b2)，可以看出兩者斷口微觀形貌相似，主要以密集的韌窩(微坑)為主，白色脊線(撕裂棱)圍繞韌窩廣泛分布，未發(fā)現(xiàn)解理臺(tái)階和沿晶斷裂等脆性特征，呈現(xiàn)出微孔聚集斷裂的典型韌性斷裂特征。但兩種熱處理態(tài)試樣拉伸斷口的韌窩大小和深淺有一定的差異，其中，1#試樣韌窩小且淺，2#試樣韌窩大且深。

從熱處理態(tài)TC4鈦合金餅徑向拉伸斷口形貌來(lái)看，兩試樣均存在明顯的韌性斷裂特征。與 1#試樣相比，2#試樣有明顯頸縮現(xiàn)象，韌窩大且深，這說(shuō)明2#試樣在拉斷前經(jīng)歷了明顯的塑性變形階段。通常情況下，頸縮程度越大，韌窩大且深，合金的塑性也越好。這與表4中2#試樣徑向斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率的平均值13.5%和46.0%均明顯高于1#試樣的10.0%和34.5%的結(jié)果是相符合的。

兩種熱處理態(tài)TC4鈦合金鍛餅的塑性差異與其內(nèi)部初生 α相分布狀態(tài)密切相關(guān)。在等軸組織中，均勻分布的初生α相在拉伸變形過(guò)程中易在相界面處引發(fā)應(yīng)力集中，成為微裂紋的主要形核核心。裂紋自α相界面處產(chǎn)生并逐步擴(kuò)展，最終因局部失效而發(fā)生斷裂。此過(guò)程中，彌散分布的初生α相能夠起到緩沖應(yīng)力集中和吸收塑性變形能量的作用，使斷口表面形成大量韌窩[14]。韌窩是判斷鈦合金塑性?xún)?yōu)劣的一個(gè)重要特征，單個(gè)韌窩由微孔形核、長(zhǎng)大和聚合等過(guò)程演化而成，該過(guò)程可以吸收較多的能量，從而提高鈦合金的塑性。韌窩的尺寸和深度可以直觀反映鈦合金的塑性，通常情況下，韌窩尺寸大而且比較深時(shí)，塑性也就越好[15]，反之越差。

1#試樣沒(méi)有明顯的頸縮現(xiàn)象，韌窩小且淺，韌窩周?chē)乃毫牙饷黠@，撕裂棱高，說(shuō)明斷裂過(guò)程阻力較大，合金抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度高[16]，這與表4中1#試樣兩者的平均值分別高出2#試樣5 MPa和38MPa，但塑性值偏低，特別是斷后伸長(zhǎng)率10.0%壓線合格的結(jié)果是符合的。綜上，圖4所反映的熱處理態(tài)TC4鈦合金餅拉伸斷口形貌與表4呈現(xiàn)的室溫拉伸強(qiáng)度和塑性的變化規(guī)律基本一致。

3、結(jié)論

1)隨鍛造火次增加，TC4鈦合金餅低倍組織由晶界清晰可辨、粗大的鑄態(tài)組織逐步轉(zhuǎn)變?yōu)榘肽：?，顯微組織由魏氏組織逐步破碎細(xì)化為短棒狀α相為主的等軸組織。熱處理態(tài)低倍組織中均未發(fā)現(xiàn)裂紋、氣孔和偏析等明顯的冶金缺陷，整體呈模糊晶，心部略粗，主要由心部鍛不透所致。普通退火態(tài)顯微組織轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小均勻的等軸組織，球形初生α相含量約為65%;固溶退火態(tài)為雙態(tài)組織，β轉(zhuǎn)變組織基體上分布等軸初生α相和次生片狀α相，α相總含量約為39.35%。

2)TC4鈦合金餅普通退火態(tài)比固溶態(tài)超聲波探傷結(jié)果稍好，主要與固溶處理后晶粒發(fā)生一定程度長(zhǎng)大有關(guān);兩種熱處理態(tài)均滿(mǎn)足GB/T16598-2013中A級(jí)指標(biāo)驗(yàn)收要求，表明餅材整體晶粒已經(jīng)較細(xì);餅材心部雜波水平略高，對(duì)應(yīng)低倍組織中局部晶粒粗大區(qū)域。

3)普通退火態(tài)和固溶態(tài)TC4鈦合金餅室溫拉伸性能均符合GB/T16598-2013要求。普通退火態(tài)室溫抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度較高，但斷后伸長(zhǎng)率(10%)壓線合格，與O含量偏高有一定關(guān)系。固溶態(tài)在保持較高強(qiáng)度同時(shí)，仍可維持優(yōu)異的塑性水平，綜合拉伸性能優(yōu)于普通退火態(tài)。

4)固溶態(tài)TC4鈦合金餅徑向拉伸斷口宏觀形貌有明顯頸縮現(xiàn)象，而普通退火態(tài)則無(wú);兩種試樣微觀斷口形貌以韌窩和撕裂棱為主，表明在拉伸斷裂前經(jīng)歷了明顯的塑性變形階段，整體呈典型韌性斷裂特征。固溶態(tài)韌窩尺寸大且深，普通退火態(tài)韌窩小且淺，前者斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率較后者高。

5)為滿(mǎn)足TC4鈦合金餅最終產(chǎn)品復(fù)雜苛刻環(huán)境使用要求，實(shí)現(xiàn)組織均勻細(xì)化和綜合室溫拉伸性能的良好匹配，不可盲目減少鍛造火次，可以考慮增加每火次變形量和優(yōu)先選擇兩相區(qū)上部溫度的固溶處理工藝等措施。

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（注，原文標(biāo)題：大規(guī)格TC4鈦合金餅鍛造和熱處理組織演變及拉伸性能研究_王紹灼）

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