隨著航空航天工業的快速發展，減輕金屬結構材料的重量變得愈發關鍵[1-3]。鈦合金因其具有較高的比強度、優良的耐腐蝕性能及耐高溫性能，以及無磁性、可焊接等優良特性，成為研究人員關注的重點[4-5]。按照室溫下的晶體結構，鈦合金可分為α型、β型和α+β型。根據β相的穩定性和合金化特點，β型鈦合金可進一步細分為近β型、亞穩β型和穩定β型鈦合金。近型和亞穩β型鈦合金具有優異的組織調控能力，可通過熱處理在較寬范圍內調整力學性能，被廣泛用作高端結構材料[6-9]。

Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe（Ti-55511）是一種典型的近β型鈦合金，在國內其牌號為TC18，具有高強高韌的特點，是高強鈦合金工程化應用的主干合金，已被廣泛應用于飛機的主要承力結構中，如機身主框架和起落架等[10-12]。Ti-55511合金通常由雙相結構組成，包括六方密排α相和體心立方β相[13]。Ti-55511合金的力學性能主要由微觀組織決定，包括作為主要強化相α相的尺寸、形態和分布，而α相的空間結構對稱性較差，通常會導致合金的延展性較低[14]。合金的變形過程主要依賴于α相和β相中位錯的運動，同時α相中形成的變形孿晶也對局部應變協調起到重要作用[15]。

熱變形和熱處理是鈦合金組織調控的兩種有效方式[5]。在鑄態鈦合金中，α相通常呈片層狀，但在熱變形和熱處理過程中，α相可以等軸化并細化[16]。Ivasishin等人[17]研究了Ti-55511合金的微觀結構和力學性能，發現通過細化α相，極限抗拉強度可超過1500MPa，但塑性急劇下降，斷后伸長率僅為1.73%。Li等人[11]研究了Ti-55511合金在不同變形量下的熱軋力學行為，結果顯示，隨著變形量的增加，合金強度提高，但塑性降低。Li等人[9]研究發現，晶界處連續α相向不連續α相的轉變能夠有效提高Ti-55511合金的強度和塑性。

Ahmed等人[10]研究了Ti-55511合金在650℃時效處理時的力學性能。結果表明，隨著時效時間的增加，時效α相增多，導致合金強度明顯提高但塑性變差。An等人[18]研究了三重熱處理過程中的微觀組織演變，提出最佳熱處理工藝為830℃/0.5h/FC+750℃/2h/AC+450℃/8h/AC，在此條件下合金的抗拉強度可達1132MPa，斷后伸長率為15.9%。三重熱處理過程中的第一步為均勻化處理，第二步旨在調整α相以提高塑性，最后的時效工藝則進一步析出時效α相以增強強度。這些研究主要集中在通過熱處理調控組織形態以實現較好的強韌性匹配，卻較少關注熱變形對組織與性能的影響。

鍛造是生產鈦合金棒材的常用方法[19]。傳統鈦合金的鍛造通常在單相區進行，然后在兩相區反復變形實現α相的細化[19-21]。本研究重點關注鍛造變形溫度以及熱處理制度，探究不同變形溫度及熱處理制度對TC18鈦合金微觀組織和力學性能的影響，開展相變點以下和以上變形結合不同溫度固溶處理的4組正交實驗，對比分析其組織性能差異，系統地探討工藝、微觀結構與力學性能之間的關系，以期為TC18鈦合金加工工藝的制定提供依據。

1、實驗

實驗材料為西部超導材料科技股份有限公司生產的TC18鈦合金鑄錠，其相變點約為870℃，化學成分如表1所示，顯微組織如圖1所示。從圖1a鑄錠的金相照片可以看出，經過腐蝕后，晶粒清晰可見，其尺寸可達毫米級別。從圖1b掃描電鏡（SEM）照片可以明顯觀察到三叉晶界，晶界附近有大量的魏氏體片層α相；從圖1c掃描電鏡照片可以觀察到晶內大量的細針狀α相，形成類似網籃組織的結構。從圖1d透射電鏡（TEM）照片可以觀察到大量的細針狀α片層，其選區電子衍射顯示基體β相和針狀α相呈現出經典的Burgers位向關系：{110}β//(0001)α；[1-11]β//{12-10}α。

TC18鈦合金鑄錠進行開坯鍛造，加工成尺寸為φ200mm×500mm棒材，然后分別在兩相區（830℃）和單相區（900℃）進行鍛造，拔長變形量約為20%，得到熱變形態的初始樣品，再鋸切成φ180mm×50mm的成品試樣。分別在兩相區和單相區對試樣進行熱處理，具體工藝為：①830℃/2h爐冷至750℃/2h/AC+610℃/6h/AC；②900℃/2h爐冷至750℃/2h/AC+610℃/6h/AC。為探究不同鍛造變形溫度和熱處理工藝對TC18鈦合金組織和力學性能的影響，對不同工藝路線對應的試樣進行編號，如表2所示。

采用ZwickZ330萬能力學試驗機進行室溫拉伸試驗，拉伸試樣為圓棒狀，中間標距的直徑為5mm，長度為24mm。采用JBW-300B沖擊試驗機進行沖擊試驗，按照GB/T229—2020標準要求制備U型缺口試樣。為保證測試數據準確可靠，每個制度測3個試樣。采用KMX-2000D光學顯微鏡（OM）、FEIHelios NanolabG3UC掃描電子顯微鏡（SEM）和TitanG2Cs-corrected透射電鏡（TEM）表征試樣的組織結構。

2、結果與討論

2.1力學性能

圖2是TC18鈦合金經過不同溫度鍛造變形和熱處理后的室溫拉伸和沖擊性能。從圖2a可以看出，4#試樣的抗拉強度最高，達到（1248±8.4）MPa，2#、3#試樣的抗拉強度相近，分別為（1160±7.6）MPa和（1155±7.3）MPa，1#試樣的抗拉強度最低，為（1093±8.3）MPa。屈服強度的變化規律與抗拉強度近似，4#試樣的屈服強度最高，達到（1154±7.1）MPa，2#、3#試樣的屈服強度相近，分別為（1073±4.7）MPa和（1067±6.3）MPa，1#試樣的屈服強度最低，為（1037±5.2）MPa。從圖2b可以看出，1#試樣的塑性最好，斷后伸長率達到16%，2#、3#試樣的斷后伸長率相近，分別為10%、8.5%，4#試樣的斷后伸長率最低，為4%。斷面收縮率的變化規律和斷后伸長率規律類似，1#~4#試樣的斷面收縮率分別為45%、20%、13%和6%。從圖2c可以看出，兩相區熱處理后，試樣的沖擊韌性較好，1#、3#試樣的沖擊韌性分別為（32.9±2.1）J/cm²和（36.7±3.2）J/cm²。單相區熱處理后，試樣的沖擊韌性較差，2#、4#試樣的沖擊韌性分別為（29.5±1.9）J/cm²和（25.9±2.7）J/cm²。

2.2微觀組織

圖3是TC18鈦合金經不同溫度鍛造變形和熱處理后的金相照片。從圖3a、3b可以看出，1#試樣在放

大倍數為50倍時，無法觀察到明顯的晶界，500倍時呈現出典型的雙態組織，α相球化程度良好，等軸α相的尺寸為3~5μm，占比約為25.8%。從圖3c、3d可以看出，2#試樣在放大倍數為50倍時，可觀察到完整連續的晶界，存在較多的晶界α片層，故晶界α相含量較大，由放大500倍的金相照片可知，粗大的α片層厚度可達2μm，因而合金塑性較差。從圖3e、3f可以看出，3#試樣在放大倍數為50倍時，雖然存在完整連續的晶界，但并不明顯，晶界附近偶爾能觀察到α片層，500倍的金相照片顯示初生α相為短棒狀，長徑比約為6.2。從圖3g、3h可以看出，4#試樣的組織與2#試樣類似，有較多晶界α片層和連續的晶界，因而合金的塑性也較差。

圖4為TC18鈦合金經不同溫度鍛造變形和熱處理后的SEM照片。從圖4a可以看出，1#試樣等軸α相和時效產生的大量針狀α相彌散分布在β轉變組織中。從圖4b可以看出，2#試樣呈現出明顯的魏氏組織，初生α相的片層厚度約為2μm，長徑比約為9.6。從圖4c可以看出，3#試樣初生α相呈短棒狀，為典型的網籃組織。從圖4d可以看出，4#試樣組織與2#試樣高度類似，其初生α相為片層狀，長徑比約為10.54。

1#~4#試樣組織中均有時效析出的α片層，尺寸在納米級別，有較大的強化作用。

2.3斷口分析與變形機制

圖5為經不同溫度鍛造變形和熱處理后的TC18鈦合金拉伸試樣的斷口形貌。從圖5a、5b、5e、5f可以看出，1#和3#試樣的拉伸斷口存在大量的球狀韌窩，解理臺階較少，表明試樣發生了明顯的塑性斷裂。

該斷裂行為是一種以微孔聚集為主、沿晶斷裂機制為輔的混合斷裂，呈現出典型的塑性斷裂特征，表明1#和3#試樣具有較高的韌性。從圖5c、5d、5g、5h可以看出，2#和4#試樣的拉伸斷口上除了韌窩外，還存在解理臺階，呈現出韌脆混合斷裂的特征。

圖6是1#和3#試樣拉伸變形后的TEM照片。從圖6a可以看出，1#試樣拉伸變形后，等軸初生α相內存在平面滑移的位錯，其電子衍射結果顯示這些位錯在{101-0}柱面和{101-1}錐面滑移。對于鈦合金，柱面{101-0}a位錯在任何條件下都是最容易激活的滑移系，因為其臨界剪切應力最低。但柱面a位錯只能協調a方向上的變形，當需要協調c方向上的變形時，{101-1}錐面c+a位錯被激活。從圖6b可以看出，3#試樣拉伸變形后，初生α相內部僅有一個方向的位錯滑移，電子衍射顯示該滑移方向為{101-0}柱面滑移。由于1#試樣的組織以等軸狀初生α相為主，而3#試樣組織以短棒狀初生α相為主，等軸狀初生α相由于長徑比小，可以激活多個滑移系的位錯，因而在塑性變形時能夠協調多個方向的變形，這也就解釋了1#試樣的斷后伸長率為16%，而3#試樣的斷后伸長率僅有8.5%。

2.4微觀組織與力學性能關系

根據組織觀察與力學性能測試結果，TC18鈦合金經不同溫度鍛造變形和熱處理后，得到的組織和性能均不同。經兩相區鍛造和兩相區熱處理后的1#試樣為雙態組織，表現為3~5μm的等軸初生α相均勻分布在β基體中。該組織狀態下TC18鈦合金的斷后伸長率較大，抗拉強度和沖擊韌性略低，這是因為變形后初生α相的等軸化程度高，協調變形能力較強，在變形中能夠激發多個柱面a和c+a位錯等滑移系，因而塑性好，但其抵抗變形的能力相對較低，故拉伸斷口呈現出大量韌窩。經單相區鍛造和兩相區熱處理后的3#試樣為網籃組織，初生α相呈現短棒狀，軸徑比較小，初生α相以網籃狀分布在β基體中，因而呈現出較好的沖擊韌性和抗拉強度，這是因為短棒α相的片層厚度小于等軸α相的直徑，阻礙位錯運動的能力較強。不管是單相區還是兩相區鍛造的2#、4#試樣，經單相區熱處理后，得到的組織均為典型的魏氏組織，晶界附近存在較厚的片層，α相的長寬比相對較大，呈現出較高的強度和較低的斷后伸長率，沖擊韌性也較低，拉伸斷口呈現出混合斷裂特征，包括韌窩和解理臺階。綜合考量，TC18鈦合金經單相區鍛造和兩相區熱處理后，綜合性能最優。

3、結論

(1)TC18鈦合金經兩相區鍛造和兩相區熱處理后，得到典型的雙態組織，其斷后伸長率較高，強度和沖擊韌性相對較低。

(2)TC18鈦合金經單相區鍛造和兩相區熱處理后，得到典型的網籃組織，其初生α相呈短棒狀，長徑比較小，具有較高的強度和沖擊韌性，兼具良好的塑性，綜合力學性能最優。

(3)TC18鈦合金不論是在兩相區還是在單相區鍛造，經過單相區熱處理后均得到魏氏組織，α相的長徑比較大。

(4)TC18鈦合金試樣經兩相區熱處理后，拉伸斷口呈現出明顯的塑性斷裂特征；經單相區熱處理后，拉伸斷口存在韌窩和解理臺階形貌，呈現出混合斷裂特征。

(5)TC18鈦合金組織中的等軸α相在變形時能夠激活多個滑移系，合金呈現出較好的塑性，而片層和短棒狀α相只能激活單一的滑移系，因而合金的塑性較差。

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