模锻变形速率对TC18钛合金锻件组织及力学性能影响研究

王 华

(海军装备部，陕西 西安 710021)

1 前 言

钛合金由于具有较高的比强度、淬透性、良好的可焊接性、优异的冷热成形性能以及可通过热处理强化获得优异的强度-塑性-韧性匹配，目前已广泛应用于航空、航天、船舶、能源等领域[1, 2]。TC18钛合金是一种高合金化的α+β型钛合金材料，名义成分Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe，该合金退火后抗拉强度可达1080 MPa以上，是目前退火状态下强度最高的钛合金材料[3]。该合金平衡状态下由α相和β相组成，与相同强度级别的Ti-17和Ti-1023相比，具有更好的熔炼性能以及良好的强度-韧性匹配，且其最大淬透界面厚度可达250 mm(Ti-17和Ti1023仅为150和100 mm)[4, 5]，因此该合金作为飞机大型主承力结构件材料具有独特优势，是一种优异的高强、高韧航空结构钛合金材料。

航空钛合金主要采用以锻造为主的成形方式，锻造过程中的热变形工艺对锻件的组织及性能具有重要影响，主要包括加热温度、保温时间、变形量及变形速率等方面[6, 7]。徐杰等[8]研究了TC18钛合金热变形过程中的组织演变，结果表明，在β相区热变形，β晶粒逐渐长大形成粗大的β晶粒组织，并伴随着动态回复和动态再结晶两种软化机制，该研究工作为TC18合金β相区锻造工艺控制提供了理论依据。黄大荣等[9]基于位错演变分析了TC18钛合金热变形过程中的流变行为，建立了大变形条件下钛合金稳态流动的一种新的本构关系，并通过TC18钛合金验证该本构模型，模型预测值与试验结果吻合良好。沙爱学等[10]研究了变形加热温度对TC18钛合金显微组织演变和力学性能的影响规律，结果表明：塑性、冲击韧性以及断裂韧度等性能指标对热变形温度变化敏感，通过在不同相区热变形可以得到不同的显微组织和力学性能。综上所述，国内外对TC18钛合金的研究主要集中在热变形机理以及热处理工艺等方面，而对TC18钛合金模锻工艺的研究报道尚不多见。本文研究了模锻变形速率对TC18钛合金组织及拉伸性能和断裂韧度的影响规律，分析了TC18钛合金热变形过程中的组织演变规律，通过对组织和力学性能的综合评估，为合理设计TC18钛合金锻件的热变形工艺提供重要的理论基础。

2 实验材料及方法

实验采用湖南金天钛业科技有限公司生产的TC18钛合金铸锭，该铸锭经3次真空自耗电弧(VAR)熔炼，在β相区开坯、并在α+β相区锻造成Φ400 mm规格棒材，显微组织如图1所示。由图中可以看出，TC18钛合金棒材的显微组织主要由β相基体和弥散分布于β相基体上的球状初生α相组成。采用淬火金相法测得其相变温度为875 ℃，棒材化学成分如表1所示。该棒材经(Tβ-40) ℃制坯，在(Tβ+20) ℃进行模锻，变形速率分别采用2,5以及10 mm/s。模锻在陕西宏远航空锻造有限责任公司200 MN油压机上进行。锻件采用统一的双重退火制度：860 ℃/2 h、炉冷至760 ℃/4 h、空冷、620 ℃/8 h/空冷。

室温拉伸试样采用Φ13 mm×71 mm标准拉伸试样，断裂韧度实验采用62.5 mm×62.5 mm×25 mm标准KIC试样。在Instron万能试验机上进行拉伸性能检测，断裂韧度实验在MTS-500KN试验机上进行。金相试样经预磨、抛光后，采用V(HF)：V(HNO3)：V(H2O)=1∶2∶7的Kroll’s腐蚀液进行侵蚀。显微组织观察采用Leica DMI3000M金相显微镜进行，断口分析在Tecnai G2 F30S扫描电镜上进行。

图1 TC18钛合金棒材显微组织Fig.1 Microstructure of TC18 titanium alloy bar

表1 TC18钛合金棒材化学成分Table 1 Chemical composition of TC18 titanium alloy bar (ω/%)

3 结果与分析

3.1 变形速率对TC18钛合金组织的影响

图2为TC18钛合金经不同变形速率模锻后经双重退火的显微组织照片。可以看出，TC18钛合金在(Tβ+20)℃进行等温锻造，显微组织均为典型网篮组织，晶界α相沿原始β晶粒分布，晶内α相编织良好。由图2a可知，在变形速率为2 mm/s条件下进行热变形，原始β晶界不连续且曲折；当变形速率升高到5 mm/s，仅发生部分原始β晶界破碎且晶界较为平直(图2b)；而在变形速率为10 mm/s条件下，原始β晶粒平直且连续(图2c)。但在不同变形速率条件下进行变形后晶内网篮状α相组织无明显变化。

图2a所示显微组织中β晶界曲折且晶粒细小，其主要由于TC18钛合金在β相区热变形过程中β晶粒发生了动态回复和动态再结晶。在热变形过程中位错易于在变形不均匀位置(如三角晶界)缠结、积塞，而形成胞状亚晶界，胞状亚晶界通过吸附附近的位错而长大，形成亚晶[11]。较低变形速率下变形，β相晶粒有充足的时间形核并长大，因此在三角晶界处形成大量再结晶晶核。随着变形过程中温度降低，大量α相优先在β晶界处析出。随着变形程度的增加，大量位错在α/β相界处聚集，由于位错的交互作用，沿着垂直于滑移面的方向排列成位错墙，随着β相的渗入，导致晶界α相的破碎，形成破碎的β晶界以及细小的β晶粒[12， 13]。因此，TC18钛合金在较低变形速率条件下发生动态再结晶现象。而在较高变形速率条件下，变形过程中，大量位错在晶界处积塞。由于变形时间较短，无法完成动态再结晶过程，仅发生动态回复现象[14]。因此，TC18钛合金在较高变形速率条件下形成平直且完整的β晶界。

3.2 变形速率对TC18钛合金力学性能的影响

图3为不同变形速率条件下锻造、经双重退火后TC18钛合金锻件力学性能变化趋势，由图3a可知，TC18钛合金随着变形速率的增加，TC18钛合金锻件抗拉强度均在1100 MPa以上，屈服强度在1050 MPa以上，且变化较小，说明TC18钛合金锻件的强度指标对变形速率的敏感性较小。然而随着变形速率的增加，TC18钛合金锻件延伸率和断面收缩率明显降低。当变形速率为2 mm/s时，延伸率可达19%，而变形速率增加到10 mm/s，延伸率仅为12%；KIC值由81.5降低到55.7 MPa·m1/2。

3.3 断口分析

图4为不同模锻变形速率锻造后断裂韧度试样裂纹萌生区的断口形貌。图4a为变形速率2 mm/s条件下断口形貌，可以看出，断口存在较深的等轴型韧窝且较为曲折，表明其在断裂过程中吸收了大量能量，具有明显的韧性断口特征。在变形速率为5 mm/s条件下(图4b)，断口撕裂棱较浅且粗大，具有沿晶断口特征，晶内存在大量韧窝，为典型韧脆混合型断口。当变形速率提高到10 mm/s(图4c)时，断口呈冰糖块状的解理断裂及沿晶混合断裂，为脆性断裂。图4d～4f为不同变形速率条件锻造后试样断口较高倍数组织照片，其断口组织特征相同，均为韧性断口特征。

图3 不同变形速率条件模锻后TC18钛合金锻件的力学性能Fig.3 Mechanical properties of TC18 titanium alloy forged under different die deformation rates

TC18钛合金在断裂过程中，α相与β相基体间相界面结合能较α相内部或基体弱，因此作为微裂纹的形核位置。较低变形速率条件下进行锻造后，TC18钛合金显微组织中晶界较为曲折且不连续，裂纹扩展到晶界位置，当裂纹扩展方向与α/β相界面方向不同时，裂纹将产生停滞或被迫改变扩展方向，从而消耗更多能量，导致塑性和KIC值提高[15， 16]。而在较高变形速率条件下进行锻造后，显微组织中晶界较为平直，当微裂纹扩展到晶界处，裂纹沿晶界迅速扩展，消耗的能量较少，形成沿晶脆性断裂[17]。在不同变形速率条件下锻造后的TC18钛合金锻件晶内网篮组织和断口特征相同，其强度也在同一水平，可以得出，变形速率对TC18钛合金强度的影响较小。

4 结 论

对TC18钛合金棒坯在不同变形速率条件下锻造，然后对显微组织、力学性能以及断裂韧性断口进行分析，结果表明：

(1)较低的变形速率有利于TC18钛合金锻件β晶粒动态再结晶的发生，形成破碎的β晶粒；而较高变形速率仅引起TC18钛合金β晶粒动态回复，形成平直且完整的β晶粒。

(2)TC18钛合金强度性能对模锻变形速率不敏感，而塑性，特别是延伸率、断面收缩率以及断裂韧度等性能指标对模锻变形速率的变化敏感。

(3)在较低模锻变形速率(2 mm/s)条件下进行变形，TC18钛合金锻件具有较高的断裂韧度(81.5 MPa·m1/2)和塑性(A≥19.3%，Z≥39.3%)，具有良好的强度-塑性-韧性匹配。

图4 不同模锻变形速率条件下TC18钛合金锻件断裂韧度断口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