鈦合金具有質量輕、比強度高、耐熱性好、抗腐蝕性好等優點，在國防軍工和國民經濟中被廣泛應用。微觀組織形態是影響鈦合金性能的決定性因素，其主要取決于化學成分、鍛造工藝和熱處理方式[1]。當化學成分一定時，鈦合金鍛件質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的熱處理工藝進行改善。同時，鈦合金對鍛造工藝參數非常敏感，鍛造溫度影響鈦合金的固態相變行為，變形程度和變形速度同樣會影響α相和β相的比例、形態、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，具有優異的綜合性能和加工性能，主要用于制造航空發動機的風扇、壓氣機盤和葉片等承力構件[4]，現已發展為世界各國通用的鈦合金。其組織類型可以分為四類：雙態組織、等軸組織、片層組織和網籃組織[5]，不同組織形態與不同的力學性能之間相互對應。因此，研究不同鍛造工藝對TC4鈦合金組織和性能的影響具有重要的工程意義。

1、試驗材料與方法

試驗原材料為φ28mm的航空級TC4鈦合金棒材，主要化學成分如表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℃鍛造溫度的基礎上選擇3種不同的變形程度，以探尋α+β常規鍛造的最佳變形量，6種鍛造工藝參數如表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，目的是消除內應力，提高塑性和微觀組織的穩定性[8]。采用光學顯微鏡對微觀組織進行觀察分析，金相試樣由線切割下料，經過鑲嵌、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要求設計加工試件，分別采用EBS-3000型拉伸試驗機和IET-01型彈性模量測試儀測試拉伸性能、彈性模量和泊松比，測試結果取3次平均值；利用掃描電鏡對拉伸斷口形貌進行觀察分析；參照GB/T231.1-2009進行布氏硬度測試，測試設備為HBS-3000型數顯硬度計，試驗力為612.5N，壓力保持時間為15s，測試結果取每件樣品相同位置上3個測試點的平均值。

2、試驗結果與分析

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。當變形程度為39.3%時，初生α以球形、橢圓形、棒槌形、橄欖形和短棒形等多種形態存在，次生α以細片狀分布于轉變β基體，如圖1（a）、（c）、（e）所示。

當鍛造溫度由920℃增至950℃時，初生α形貌基本一致，含量有所降低，得到等軸組織；當鍛造溫度為985℃時，接近（α+β）/β相變溫度，大部分α發生相變，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，得到雙態組織；當鍛造溫度為1020℃時，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晶粒內的特定晶面析出，使整個β晶粒轉變為長條狀α+β組織，此時可見清晰完整的粗大原始β晶界，并有連續的晶界α鑲邊，在β晶粒內有細長平直、互相平行的片狀α，得到片層組織，如圖1（f）所示。

當鍛造溫度為950℃時，等軸初生α均勻分布，多種形態的初生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。當變形程度由10.7%增至39.3%時，晶粒被一定程度地拉長，并呈方向性排列；當變形程度為69.6%時，初生α分布密集，且晶粒尺寸不一。這是由于多種形態的初生α破碎化，并發生動態再結晶，形成尺寸較大的粗條狀α和細小的等軸α。同時發現析出的次生α隨變形程度的增加有所差異，且含量逐漸降低。分析認為，在變形程度較小時，位錯密度、空

位密度和空位團密度都較小，次生α優先在相界和晶界處形核，并向β相內增長，形成平直的細層片狀次生α；當變形程度較大時，β相內存在大量位錯和空位團等缺陷，次生α在晶界、相界和β相內同時形核與長大，次生α形態更復雜多樣[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。

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

如圖2（b）所示，當鍛造溫度為950℃時，隨著變形程度的增加，初生α晶粒尺寸先上升后下降。分析認為，初生α晶粒首先被拉長粗化，當變形量增至一定程度時，初生α被破碎并等軸化，組織形貌得到細化；同時發現初生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試結果，圖3直觀表現了鍛造溫度和變形程鍛度對拉伸性能的影響規律。當變形程度為39.3%時，拉伸強度和屈服強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；當鍛造溫度為950℃時，拉伸強度、屈服強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的力學性能與微觀組織相互對應。

α+β鍛造時，α相抗裂紋萌生能力強。初生α晶粒首先由于拉伸發生滑移變形，隨著拉伸過程進行，滑移占據越來越多的晶粒并向周圍的β轉變組織擴展，使得空洞的發生和擴展較為緩慢，塑性變形能力增強。

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

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

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，斷口中央的纖維區和外側的杯狀剪切唇清晰可見，幾乎觀察不到兩者之間的放射區。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，晶界處發現微小孔洞，符合韌性斷裂的特點。在拉應力的作用下，試件的纖維區形成微空洞并不斷長大，相互連接后發展為裂紋并進一步擴展，直至失穩斷裂。圖4（e）、（f）微觀斷口形貌仍存在寬大和細小的韌窩特征，同時發現解理面和撕裂嶺形貌，呈現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制，雙態組織和片層組織屬于準解理斷裂機制。

2.4顯微硬度分析

圖5為不同鍛造工藝下TC4鈦合金硬度測試結果。相同變形程度下，鍛造溫度由950℃升至1020℃時，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，硬度提高了4.8%（工藝2、3、4）。分析認為，α相較β相軟，初生α晶粒尺寸和體積分數的增加意味著硬度的降低，當鍛造溫度升高時，α→β相變程度加劇，α含量降低，導致硬度提高；同時，變形程度增加使晶粒發生細化，一定程度上提高了鍛件硬度。

3、結論

本文分析了不同鍛造工藝對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律，得出如下結論：

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

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

（3）6種微觀組織拉伸斷口幾乎觀察不到放射區，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制，雙態組織和片層組織為準解理斷裂機制。

（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，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，硬度提高了4.8%。

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