鈦（Ti）及其合金憑借高比強(qiáng)度、卓越的耐腐蝕性、寬廣的使用溫度范圍以及優(yōu)良的焊接性等在航空航天、船舶、軍事及生物醫(yī)學(xué)等眾多高性能和先進(jìn)的工程領(lǐng)域中得到了廣泛應(yīng)用 [4]。BT22 鈦合金，即中國(guó)牌號(hào)為TC18的鈦合金，由蘇聯(lián)于 20 世紀(jì) 60 年代開發(fā)，其名義成分為 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe。TC18鈦合金作為一種近 β 型鈦合金，具備高強(qiáng)高韌、良好的淬透性和高退火強(qiáng)度等特點(diǎn)，使其成為航空領(lǐng)域大型承力構(gòu)件制造的優(yōu)選材料之一 [5]。

隨著航空工業(yè)的迅猛發(fā)展，對(duì)于鈦合金航空承力結(jié)構(gòu)件的要求日益嚴(yán)格，整體化、大型化的結(jié)構(gòu)件成為其未來的發(fā)展趨勢(shì)。這種整體成型的工件不僅能夠有效簡(jiǎn)化生產(chǎn)制造流程，降低生產(chǎn)成本，而且對(duì)于保證鈦合金構(gòu)件的結(jié)構(gòu)完整性具有重要意義 [6]。在此背景下，大尺寸原始材料的制造以及對(duì)其性能的精準(zhǔn)把控面臨著更高的要求。

目前，眾多學(xué)者圍繞TC18鈦合金的鍛造工藝、熱變形參數(shù)及組織性能等方面進(jìn)行了廣泛研究。喬恩利等 [11] 針對(duì)不同鍛造工藝對(duì)TC18鈦合金棒材組織和性能的影響展開了深入探討；顏孟奇等 [12] 研究了熱變形參數(shù)對(duì)直徑 300mm 的TC18鈦合金棒材組織及織構(gòu)演變規(guī)律；熊智豪等 [13] 則對(duì)胚料 585mmTC18鈦合金棒材在不同火次鍛造過程中 β 相織構(gòu)的演變規(guī)律進(jìn)行了分析。然而，大尺寸棒材在生產(chǎn)過程中普遍存在組織均勻性與力學(xué)性能穩(wěn)定性難以精確控制的技術(shù)難題，且由于尺寸效應(yīng)的存在，300/585mm 棒材的研究成果無法通過簡(jiǎn)單外推直接應(yīng)用于 400mm 規(guī)格棒材的工藝優(yōu)化。

為此，本文利用掃描電子顯微鏡觀察 400mm 大尺寸TC18鈦合金棒材芯表橫縱 4 個(gè)位置的顯微組織，并對(duì)其拉伸性能進(jìn)行測(cè)試，同時(shí)對(duì)斷口及斷口剖面進(jìn)行表征分析。通過系統(tǒng)地研究TC18鈦合金組織 — 性能 — 斷口的匹配關(guān)系，旨在為優(yōu)化大尺寸棒材TC18鈦合金的組織和性能提供有價(jià)值的參考依據(jù)，以滿足航空工業(yè)對(duì)大型化、高性能鈦合金承力結(jié)構(gòu)件的需求。

1、實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料為鍛造態(tài)TC18鈦合金棒材，直徑為 400mm。棒材經(jīng)熔煉和多火次鍛造而成，TC18鈦合金化學(xué)成分如表 1 所示，β 轉(zhuǎn)變溫度T_β=(±875+5)℃

通過線切割分別對(duì)棒材芯表位置的橫縱方向取樣（圖 1），進(jìn)行組織觀察和拉伸性能測(cè)試。邊緣試樣的取樣位置距離棒材的最外表面約 20mm，芯部試樣在以棒材幾何中心為圓心、半徑 80mm 的區(qū)域內(nèi)取樣。

拉伸試驗(yàn)參照 GB/T228.1-2021《金屬材料拉伸試驗(yàn) 第 1 部分：室溫試驗(yàn)方法》在 MTS LANDMARK 萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為 0.45mm/min。后續(xù)對(duì)拉伸試樣剖面也進(jìn)行了顯微組織觀測(cè)。試樣經(jīng)砂紙打磨、拋光和腐蝕（腐蝕劑體積比為 HF:HNO₃:H₂O=1:3:6），采用德國(guó)蔡司的 ZEISS SURPA 40 型號(hào)場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）進(jìn)行顯微組織、斷口及其剖面的觀察。

表 1TC18鈦合金化學(xué)成分

（Tab.1 Chemical composition of theTC18titanium alloy）

（mass fraction/%）

元素	Al	Mo	V	Cr	Ti
質(zhì)量分?jǐn)?shù)	5.25	5.2	5.1	1.1	Bal.

2、實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織特點(diǎn)

圖 2 顯示了邊橫（ET）、邊縱（EL）、中橫（CT）和中縱（CL）4 種不同取樣位置的 SEM 像。從圖中可以看出，不同試樣的顯微組織十分接近，均由等軸狀的初生α_p相、細(xì)小針狀的次生α_s相以及 β 基體組成。其中，α_p和α_s相均勻分布在 β 基體中，從形貌圖中沒有觀察到析出相有明顯的形貌和尺寸差異（圖 2）。

表 2 列出了各試樣相應(yīng)微觀結(jié)構(gòu)的定量特征。對(duì)于α_p相，相對(duì)于取向?yàn)闄M向的試樣（ET、CT），取向?yàn)榭v向（EL、CL）的試樣中等軸α_p相含量的絕對(duì)體積分?jǐn)?shù)均增加約 5 個(gè)百分點(diǎn)（達(dá)到 30% 左右的體積分?jǐn)?shù)），直徑相差不到 0.25μm。對(duì)于α_s相，邊緣試樣的長(zhǎng)度和寬度均小于芯部試樣，分別相差約 100nm 和 21nm。此外，基體中的α（α_p、α_s）相呈均勻分布。

表 2 微結(jié)構(gòu)定量尺寸參數(shù)

（Tab.2 Quantitative parameters of the microstructure）

試樣	αp/ %	Average size ofαp/ μm	Average length ofαs/ nm	Average width ofαs/ nm
ET	25.289	2.923	89.7	0.73
EL	30.168	2.826	71.8	0.71
CT	25.796	2.736	98.5	0.83
CL	30.542	2.689	82.3	0.87

2.2 拉伸性能

對(duì)TC18鈦合金 4 種試樣進(jìn)行拉伸性能測(cè)試，合金拉伸試驗(yàn)的工程應(yīng)力 - 應(yīng)變曲線和相應(yīng)的拉伸性能如圖 3（a~c）和表 3 所示。

ET 試樣顯示出較高的強(qiáng)度（屈服強(qiáng)度為 1142MPa，抗拉強(qiáng)度為 1230MPa）和略低的塑性（伸長(zhǎng)率為 10.2%，斷面收縮率為 22±4%），這是因?yàn)槠浼?xì)小片層α_s相的強(qiáng)化作用。EL 試樣強(qiáng)度和塑性分別為：屈服強(qiáng)度 1105MPa，抗拉強(qiáng)度 1191MPa，伸長(zhǎng)率 14.9%，斷面收縮率 38.4%。可以看出邊緣試樣塑性 EL 比 ET 高（伸長(zhǎng)率相差 4.7%），而 ET 比 EL 試樣屈服強(qiáng)度約高 37MPa。

同樣，CT 試樣比 CL 試樣屈服強(qiáng)度高約 15MPa（CT 為 1089±21MPa，CL 為 1075±15MPa），伸長(zhǎng)率相差 6.3%（CT 為 10.9±1.5%，CL 為 16.5±1.7%）。值得注意的是，邊部試樣的強(qiáng)度均比芯部試樣高，而縱向試樣的塑性整體明顯比橫向試樣高，可能歸因于縱向試樣等軸α_p相含量較高 [15]。

表 3 不同位置TC18鈦合金的力學(xué)性能

（Tab.3 The mechanical properties of theTC18titanium alloy at different positions）

試樣	YS / MPa	UTS / MPa	El / %	RA / %
ET	1142±18	1230±21	10.2±1.2	22±4
EL	1105±16	1191±15	14.9±1.4	38.4±3.2
CT	1089±21	1179±19	10.9±1.5	25.3±2.8
CL	1075±15	1159±13	16.5±1.7	42.1±3.5

2.3 斷口形貌

根據(jù)上述拉伸性能的結(jié)果，對(duì) 4 種試樣斷口形貌進(jìn)行表征，如圖 4 所示。其中，a₁、b₁、c₁、d₁為斷口低倍宏觀形貌；a₂、b₂、c₂、d₂為中心區(qū)域（黃框）高倍形貌；a₃、b₃、c₃、d₃為邊緣區(qū)域（紅框）高倍形貌。

從圖中可以看出，4 種試樣斷口均由大量韌窩組成，為典型的韌性斷裂。圖 4a₁中 ET 試樣斷口呈現(xiàn)不規(guī)則形狀，存在明顯的高低起伏區(qū)域，但其中心區(qū)域由大量韌窩組成（圖 4a₂），不規(guī)則的韌窩分布和應(yīng)力集中形成的空洞是其塑性差的主要原因 [17]。CT 試樣斷口有大量韌窩，不均勻變形導(dǎo)致稀疏分布的空洞形成，成為裂紋的萌生點(diǎn)（圖 4c₂）。

由圖 4b₁和 d₁可知，明顯的頸縮和曲折的斷口形貌證明 EL 和 CL 試樣斷裂前經(jīng)歷大量的塑性變形。結(jié)合高倍圖 4b₃和 d₃觀察，可看到 EL 和 CL 試樣剪切唇區(qū)域剪切拉長(zhǎng)的韌窩。圖 4b₂和 d₂表明，與 ET 和 CT 試樣不同，EL 和 CL 并沒有明顯成核質(zhì)點(diǎn)，僅由大量均勻分布的韌窩和其生長(zhǎng)、合并的較大凹坑組成，表明其良好的塑性表現(xiàn)歸因于均勻的變形。

2.4 剖面組織

如圖 5 所示，對(duì)強(qiáng)塑性相差較大的 CL 和 ET 試樣進(jìn)行剖面表征，以進(jìn)一步研究試樣的斷裂機(jī)制及組織對(duì)強(qiáng)塑性的影響規(guī)律。眾所周知，應(yīng)變失配和應(yīng)力集中是裂紋擴(kuò)展的根源，這是由于應(yīng)變失配和應(yīng)力集中會(huì)驅(qū)動(dòng)空隙或微裂紋的形成。

由圖 5a~c 可得出，CL 試樣中空洞的形成主要有 3 種：①等軸α_p相內(nèi)部應(yīng)力集中及載荷作用下滑移帶相互交叉而形成 [19-20]；②在α_p相與 β 相界面處，由于α_p相與 β 相的硬度和變形優(yōu)先級(jí)的差異導(dǎo)致大量位錯(cuò)塞積后應(yīng)力集中而形成空洞 [7]；③硬質(zhì)α_s相會(huì)嚴(yán)重阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，進(jìn)而導(dǎo)致位錯(cuò)塞積后應(yīng)力集中而形成空洞。在變形過程中，裂紋起源于空位并沿著空隙擴(kuò)大，最終導(dǎo)致拉伸過載發(fā)生斷裂。

與 CL 試樣相比，ET 試樣空洞的產(chǎn)生主要是第②和第③種方式（圖 5d~f）。此外，TC18鈦合金中α_p相對(duì)應(yīng)較高的塑性及疲勞性能，α_s相一般為細(xì)小針狀，主要起到析出強(qiáng)化作用 [21-22]。結(jié)合表 2，CL 試樣的α_p相體積分?jǐn)?shù)比 ET 試樣高約 5%，但 ET 試樣的α_s相更為細(xì)小。因此，細(xì)小硬質(zhì)的α_s相和獨(dú)特的空洞產(chǎn)生方式使 ET 試樣具有更高的強(qiáng)度，更高占比的等軸α_p相和綜合的空洞產(chǎn)生方式使 CL 試樣的強(qiáng)塑性獲得優(yōu)異的匹配。

3、結(jié)論

（1）400mmTC18鈦合金棒材不同位置試樣均由等軸α_p相、片層α_s相和 β 相組成，等軸α_p相和片層α_s相均勻分布在 β 相中，兩相尺寸相差較小；縱向試樣（EL、CL）等軸α_p相含量比橫向試樣（ET、CT）高約 5%，邊緣試樣（ET、EL）片狀α_s相的長(zhǎng)度和寬度均小于芯部試樣（CT、CL）。

（2）棒材邊緣試樣強(qiáng)度均比芯部試樣高，其中 ET 試樣強(qiáng)度最高（抗拉強(qiáng)度達(dá)到 1230MPa）；縱向試樣塑性均比橫向試樣高，其中 CL 試樣伸長(zhǎng)率最高（16.5%）；EL 試樣的強(qiáng)塑性匹配最好（屈服強(qiáng)度 1105MPa，抗拉強(qiáng)度 1191MPa，伸長(zhǎng)率 14.9%）。

（3）所有試樣斷口均由大量韌窩組成，發(fā)生韌性斷裂；應(yīng)力集中導(dǎo)致部分成核質(zhì)點(diǎn)和微裂紋的存在，造成橫向試樣（ET、CT）塑性較差；斷口剖面中發(fā)現(xiàn)等軸α_p相內(nèi)、α_p相與 β 相界面處和 β 相內(nèi)部 3 種空洞形核位點(diǎn)。

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（注，原文標(biāo)題：高強(qiáng)鈦合金大尺寸棒材芯表橫縱的組織與性能研究）

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tag標(biāo)簽:航空級(jí)TC18鈦合金,大規(guī)格棒材,強(qiáng)塑性協(xié)同,αp/αs相空間分布,組織優(yōu)化,斷裂行為

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