近年來，隨著航空工業的快速發展，大型整體鍛件被廣泛用于飛機結構，在發動機中對大規格、高質量的鈦合金棒材的需求也逐漸增加。TC4作為一種α+β兩相鈦合金，具有良好的室溫及高溫力學性能，被廣泛用于制造航空結構件和航空發動機的風扇、鼓筒等，已占到航空用鈦合金總量的50%以上，是目前所有鈦合金材料中應用范圍最廣、使用量最大、研究最為深入、技術成熟度最好的鈦合金之一[1]。該合金具有較高的屈強比，一般采用熱變形成形，常用的熱變形工藝有鍛造、軋制、擠壓、徑鍛等。目前我國主要采用自由鍛造生產大規格鈦合金棒材，鍛造過程中坯料的不同位置因其所處變形區及冷卻速度的不同，會呈現組織和性能的差異[2]，這將無法滿足新型軍工裝備鈦合金整體化結構鍛件的用料要求。文獻[3-5]研究了鈦合金超大規格棒材鍛造工藝對組織和性能的影響，提出了能滿足不同標準的鍛造工藝，但是對于大規格TC4鈦合金棒材的組織與性能分布規律的研究并不是很多，而這種不均勻性探究對于鍛件是非常必要的。

根據某特殊用原材料要求，按照現有技術標準提供準410mm的TC4鈦合金棒材，并滿足一定的組織和性能要求。本文基于工藝決定組織、組織影響性能的原則，在對現有技術的優化和改進基礎上，進一步研究大規格鍛坯不同截面的組織和性能差異，獲得大規格TC4鈦合金棒材鍛造后組織和性能的分布規律，為大規格棒材的組織穩定性和批次一致性提供理論依據，同時為后續的熱加工工序提供組織優良、性能穩定的原料。

1、實驗材料及方法

1.1實驗材料

實驗所用材料為經真空自耗電弧爐熔煉3次的TC4鈦合金5t鑄錠，錠型為準720mm×860mm，經三均分后單重為1570kg。鑄錠的化學成分見表1。

經金相法測得β相變點為990～995℃。

1.2實驗方法

1.2.1鍛造工藝

根據成品尺寸準410mm×1500mm要求，結合鍛造工藝理論，采用6火次對TC4鈦合金鑄錠進行鍛造，具體鍛造工藝如圖1所示。原始鑄錠首先按（800±10）℃/150min加熱，隨爐升溫再按（1150±10）℃/300min加熱，然后進行第1火次開坯鍛造；隨后采用（1050±10）℃/340min加熱進行第2火次鐓拔，在β相變點溫度以下10～40℃，采用加熱溫度“高-低-高”（高低指β相變點上下）的變形方式進行反復鐓拔3火次，最后在相變點以下20～50℃通過滾圓及后續機加工得到成品。在開坯階段，采用較高的溫度充分破碎鑄錠，而在隨后的變形鍛造階段，采用不同的加熱工藝（加熱溫度、時間），通過相變結合變形達到細化晶粒的目的。終鍛階段是材料組織形成的決定性階段，在此過程中，采用合理的鍛造溫度控制組織，從而獲得理想結果。

1.2.2組織和性能檢測

取棒材頭部（開始鍛造端，標記0L）、中部（標記L/2）、尾部（結束鍛造端，標記L）制成金相試樣，采用OLYMPICSPLAG3光學顯微鏡分別觀察0L、L/2、L截面上邊部（0R）至心部（R/2）的顯微組織。根據GB/T228.1—2010《金屬材料拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》和GB/T4338—2006《金屬材料高溫拉伸試驗方法》標準，采用INSTRON8985萬能試驗機進行室溫拉伸試驗，應變速率為0.4mm/min，取樣位置為0L、L/2、L截面上邊部（0R）至心部（R/2）。參照GB/T229—2020《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》標準，采用夏比沖擊試驗（V型缺口）測量棒材的沖擊韌性（標準沖擊試樣），沖擊試驗機型號為ZBC2602-CE，沖擊能量為600J，取樣位置為0L、L/2、L截面上邊部至心部依次，標記為0R、R/2、R。具體的微觀組織和性能測量取樣位置如圖2所示。

2、實驗結果及分析

2.1組織

鍛造變形后TC4鈦合金棒材不同部位的低倍組織如圖3所示。從圖中可以看出，鍛造后棒材端部（頭部、尾部）低倍組織較差，符合GJB2218A—2008《航空用鈦及鈦合金棒材和鍛坯規范》的低倍組織評級圖譜中4～5級，中部低倍組織符合2～3級。

變形后棒材不同截面的顯微組織如圖4所示。從圖中可以看出：變形后的顯微組織形態均為兩相區變形組織，有較高含量的α相，無完整的原始β晶界。

對比棒材端部（頭部、尾部）與中部截面上的顯微組織可以發現：棒材端部組織形態整體類似，均由拉長的α相和β轉（次生α相+殘留β相）組成，但由頭部與尾部仍存在較小的組織差異可以判斷出頭部在鍛造過程中是回爐端（因棒材長度較長，鍛造過程中整體溫降太快，從而采取先鍛造棒材一端，回爐后再鍛另一端），棒材回爐端溫度較高從而使α相減少、β轉增多；相比于棒材端部，中部截面上α相含量更多且等軸化更加明顯，同時β轉含量更少，這是因為鍛造過程中棒材兩端處于變形死區，中部位置能得到更充分地變形；對比晶粒尺寸也可以發現棒材端部至中部晶粒尺寸逐漸減小，這也是因為變形更充分使晶粒得到充分破碎。

對比棒材同一截面上邊部至心部的組織可以發現：不同截面上邊部至心部的組織變化規律整體趨于一致，即邊部至心部β轉組織減少，片層α相厚度逐漸增大并趨于等軸化。這是因為隨著邊部至心部冷卻速度的減小，α相的片層厚度得以充分長大。這種變化趨勢在棒材中部截面上比端部表現更為顯著，這是因為棒材中部截面在變形過程中邊部（接觸砧子或鍛錘面，溫降快）至心部（溫降慢）溫差較大，而端部整體與空氣接觸，溫差較小。

2.2力學性能

對于大多數鈦合金而言，其力學性能很大程度上取決于α相的含量和形態，其中在兩相區保溫過程中等軸α相能夠對β相起到釘扎作用，抑制β相的長大，提高材料的塑性和抗疲勞特性[6]；片狀α相具有較高的強度和斷裂韌性[7]；針狀α相均勻地分布在β基體上，能夠起到彌散強化效果[8-9]。

鍛造變形后TC4鈦合金棒材強度（抗拉強度Rm和規定塑性延伸強度Rp0.2）變化規律如圖5（a）所示。從圖中可以發現：沿棒材長度方向強度值分布較離散，棒材端部強度值明顯低于中部，且頭部強度值略低于尾部，這種變化規律與棒材顯微組織中α相的含量完全吻合，同時這種變化規律也符合細晶強化原理[10]。

同一截面上，邊部至心部的強度變化整體呈現逐漸減小的趨勢，這種變化趨勢與顯微組織中邊部至心部的片層α相厚度的變化一致。

鍛造變形后TC4鈦合金棒材塑性（斷面收縮率Z和斷后伸長率A）變化規律如圖5（b）所示。從圖中可以看出：塑性變化規律基本與強度變化規律呈現反向關系，即由端部至中部斷面收縮率和斷后伸長率均逐漸減小，由邊部至心部斷后伸長率逐漸增大。斷面收縮率未呈現該趨勢,可能是因為初生α相含量會影響材料的變形協調性，即對強度和塑性產生共同的作用。

鍛造變形后TC4鈦合金棒材韌性（沖擊韌性ak和沖擊吸收功Ak）變化規律如圖6所示。從圖中可以看出：棒材頭部和尾部的沖擊韌性值差別不大，端部至中部的沖擊韌性逐漸增大；同一截面上邊部至心部的沖擊韌性逐漸增大，但中部截面呈現邊部至心部沖擊韌性逐漸減小的趨勢與顯微組織中片層α的含量對應。通過組織對鈦合金的斷裂韌性的影響規律可以知道：β區變形后獲得的片層狀的組織結構有較高的斷裂韌性和抗裂紋擴展速率，其解釋是由于原始β晶界和α集束的影響，裂紋容易分叉而形成次生裂紋，所以裂紋在片層狀組織中的擴展路徑更加曲折，導致裂紋總長度增加，需要消耗更多的能量。

3、結論

（1）鍛造變形后棒材端部低倍組織均較差，符合評級圖譜中4～5級，中部低倍組織符合2～3級。

（2）變形后的顯微組織形態均為兩相區組織，有較高含量的α相。棒材端部（頭部、尾部）組織形態整體類似，端部至中部α相含量增多且等軸化更加明顯，同時β轉組織含量減少；棒材端部至中部晶粒尺寸逐漸減小。

（3）同一截面上，邊部至心部β轉組織減少，片層α相厚度逐漸增大并趨于等軸化，這種變化趨勢在棒材中部截面上比端部表現更為顯著。

（4）變形后棒材端部強度值明顯低于中部，且頭部強度值略低于尾部；端部至中部塑性值逐漸減小；棒材頭部和尾部的沖擊韌性值差別不大，端部至中部的沖擊韌性逐漸增大。

（5）同一截面上，邊部至心部的強度變化整體呈現逐漸減小的趨勢；塑性值逐漸增大；沖擊韌性逐漸增大。

參考文獻：

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