隨著航空航天、能源裝備等高端制造領域對材 料性能要求的持續升級，高強中溫鈦合金憑借優異的 比強度、抗疲勞性能及耐腐蝕性能，成為關鍵構件的 核心選材。其中，TC17 鈦合金（Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo） 作為 α+β 型典型合金，因其在 400 ℃以下服役環境 中的穩定力學性能，被廣泛應用于航空發動機整體葉盤、高載荷結構件等復雜工況部件 [1] 。然而，傳 統鍛造工藝（如兩相區鍛造制備雙態組織）在滿足 高強度與高韌性平衡方面存在局限性，難以兼顧材 料的綜合性能需求 [2] 。

近等溫β鍛造是一種在材料β相變溫度附近（通 常略高于β相變點）進行的熱加工工藝，通過維持高 溫環境和控制變形速率，促進動態再結晶和晶粒細 化，從而顯著改善材料的組織均勻性。該工藝可誘 導鈦合金形成網籃組織（由片層狀 α 相與β相交替 交織構成），其獨特的片層共格生長機制與晶界強化 效應，可實現強度與塑性的協同優化，為高強中溫鈦 合金的性能提升提供新路徑 [3] 。研究表明，熱變形 參數作為鈦合金鍛造的關鍵參數，會顯著影響β晶 粒細化程度、α 相分布形態及動態再結晶行為，進 而主導材料的強塑性匹配特性 [4] 。然而，當前針對 TC17 鈦合金的近等溫β鍛造研究大多集中于單一變 形量下的組織表征或性能測試，缺乏對變形量梯度 作用下組織演變規律與力學響應機制的系統性分析。 此外，變形量對斷裂行為的微觀調控機理尚未明確， 這限制了該工藝在工程應用中的精準設計與優化。

本文以TC17鈦合金為研究對象，研究了近等 溫β鍛造中不同變形量（30%、50%、70%）對顯微 組織、力學性能及斷裂行為的影響。通過金相表 征、拉伸試驗與斷口分析，揭示變形量梯度調控下 網籃組織的形貌演化規律，闡明其對抗拉強度、斷 后伸長率及斷裂機制的協同作用機制。研究結果不 僅為TC17鈦合金近等溫β鍛造工藝的優化提供理 論依據，還為高強中溫鈦合金關鍵構件的強塑性匹 配設計奠定實驗基礎。

1、實驗材料與方法

本文采用的TC17鈦合金原材料為?55mmx 150mm的圓棒料，化學成分見表1。

通過金相法測得該合金的β轉變溫度為895℃。

采用鍛造壓力機對TC17鈦合金進行鐓粗實驗,實驗溫度高于β相變點，設定為930℃，變形速率為1mm/s，變形量分別為30%、50%、70%。利用電爐進行加熱，砧板預先加熱到830~930℃，試樣鐓粗至相應變形量后，空冷至室溫。鍛后熱處理工藝為:840℃x4h,AC;630℃x8h,AC。

表1 TC17鈦合金棒材的化學成分(質量分數，%)

Table 1 Chemical composition ofTC17titanium alloy bar(mass fraction,%)

鐓粗后取樣進行組織觀察和性能檢測，在取樣位置1截取金相試樣，取樣位置2截取拉伸試樣，如圖2所示。采用高精度線切割設備進行切割，拉伸試樣在縱向取樣，金相觀察方向垂直于壓縮方向。嚴格控制切割路徑的垂直度與對稱性，以避免取樣偏差對組織分析結果產生干擾。金相腐蝕采用體積比為V(H₂O):V(HNO₃):V(HF)=10:3:1的混合腐蝕液進行表面處理。腐蝕完成后，利用DM4500M Leica光學顯微鏡對試樣的微觀組織進行表征。按照標準《金屬材料拉伸試驗第1部分:室溫試驗方法》(GB/T228.1-2021)要求，將2根平行試樣在Zwick萬能試驗機上完成室溫拉伸試驗，結果取平均值。采用Apero2C掃描電子顯微鏡觀察拉伸斷口形貌。

2、結果與討論

2.1不同變形量下TC17鈦合金的顯微組織

在不同變形量近等溫β鍛造工藝下，TC17鈦合金的顯微組織如圖3所示。由圖3可知，經近等溫β鍛造后，TC17鈦合金的顯微組織發生了顯著轉變。原始狀態下，其組織為典型的雙態組織;而經近等溫β鍛造后，其組織轉變為網籃組織，即片層狀α相與β相交替交織分布。由圖3(a)-3(c)可以看出，隨著變形量從30%增加到70%，合金中的β晶粒由近等軸狀逐漸被拉長為長條狀。與此同時，晶界及晶內的聚集態α相(包含大塊狀α相、粗大長條狀α相和點絮狀α相等)含量由于持續的變形破碎作用而逐漸減少，被更多的正常網籃組織所替代。由圖3(d)一3(f)可以看出，在網籃組織中，α相和β相的片層形態隨著變形量的增大而逐漸細化。當變形量為30%時，α相和β相呈粗桿狀或粗條狀;當變形量為50%時，片層尺寸處于中間水平;當變形量為70%時，則呈現為細針狀。有研究表明，變形量越大，β晶粒儲存的變形能越高，進而促使動態再結晶驅動β晶粒細化，同時促進α相片層在剪切作用下更均勻地交織。

2.2不同變形量下TC17鈦合金的力學性能

在不同變形量近等溫β鍛造工藝下，TC17鈦合金的抗拉強度與伸長率變化規律如圖4所示。從圖4中可看出，隨著變形量的增加，抗拉強度呈上升趨勢。當變形量達到70%時，抗拉強度達到最高值為1218MPa;而斷后伸長率呈下降趨勢，由30%變形量時的7.25%小幅降低至70%變形量時的6.62%。

隨著變形量的增加，TC17鈦合金的抗拉強度逐漸提高，這主要歸因于以下兩個方面。其一，在鍛造過程中，隨著變形量的增大，β晶粒不斷被破碎細化。根據Hall-Petch關系，晶界面積顯著增加，而晶界對位錯運動具有阻礙作用，大量晶界使得位錯難以滑移，從而提高了合金的強度6;其二，變形量的增加會引入更多的位錯，位錯之間相互作用、纏結，形成位錯胞等亞結構，使得位錯滑移更加困難，進而提升了合金的強度[7]。

TC17鈦合金的斷后伸長率隨著變形量增加而下降這是因為較高的變形量促使更多的初生α相發生變形和破碎，初生α相原本具有較好的塑性，但其數量的減少及形態的改變，使得合金整體塑性下降。相關研究指出，等軸組織中初生α相含量高時，合金的塑性更好，隨著變形量增加，初生α相的狀態改變影響了合金塑性[8]。此外，大變形量可能會導致合金內部出現更多微小缺陷，在拉伸過程中，這些缺陷更容易引發裂紋的萌生與擴展，使得合金在較小的伸長量下就發生斷裂，導致斷后伸長率降低。

均呈現出起伏的臺階狀結構，這是由于材料內部不同區域的變形存在差異及界面發生撕裂;隨著變形量的增加，斷面上裂紋的尺寸與數量呈增長趨勢。由圖5(b)可知，當變形量為30%時，斷口均勻分布著大量韌窩與撕裂棱，為典型韌性斷裂特征9]，這與此時合金中存在粗大初生α相及較粗β晶粒而產生良好塑性相關，韌窩由a/β相界面微孔長大合并形成，撕裂棱則是微孔間基體塑性撕裂的痕跡。由圖5(d)可知，當變形量為50%時，韌窩數量有所減少、尺寸減小，斷口出現非均勻分布的小尺寸準解理平面，這是由于α相細化和β晶粒破碎使得強度上升而塑性下降，呈現出從韌性向脆性過渡的特征。由圖5(f)可知，當變形量為70%時，韌窩幾乎消失，撕裂棱大量減少，出現大量光滑解理平面，這表明斷裂形式以脆性為主，這是由于α相和β晶粒進一步細化，使得位錯纏結嚴重，塑性儲備不足，此時應力易引發解理斷裂[10]。

綜上所述，在對TC17鈦合金進行近等溫β鍛造時，通過合理控制變形量，可以在一定程度上調控合金的抗拉強度和斷后伸長率，以滿足不同工程應用場景對材料性能的需求。

2.3不同變形量下TC17鈦合金拉伸斷口形貌

不同變形量近等溫β鍛造工藝下TC17鈦合金的室溫拉伸斷口形貌如圖5所示。由圖5(a)、5(c)、5(e)可知，不同變形量下合金的斷口形貌均呈現出起伏的臺階狀結構，這是由于材料內部不同區域的變形存在差異及界面發生撕裂；隨著變形量的增加，斷面上裂紋的尺寸與數量呈增長趨勢。由圖5（b）可知，當變形量為30%時，斷口均勻分布著大量韌窩與撕裂棱，為典型韌性斷裂特征[9]，這與此時合金中存在粗大初生α相及較粗β晶粒而產生良好塑性相關，韌窩由α/β相界面微孔長大合并形成，撕裂棱則是微孔間基體塑性撕裂的痕跡。由圖5（d）可知，當變形量為50%時，韌窩數量有所減少、尺寸減小，斷口出現非均勻分布的小尺寸準解理平面，這是由于α相細化和β晶粒破碎使得強度上升而塑性下降，呈現出從韌性向脆性過渡的特征。由圖5（f）可知，當變形量為70%時，韌窩幾乎消失，撕裂棱大量減少，出現大量光滑解理平面，這表明斷裂形式以脆性為主，這是由于α相和β晶粒進一步細化，使得位錯纏結嚴重，塑性儲備不足，此時應力易引發解理斷裂[10]。

3、結論

1)近等溫β鍛造后,TC17鈦合金的顯微組織由原始的雙態組織轉變為網籃組織。隨著變形量由30%增加至70%，β晶粒逐漸由近等軸狀轉變為長條狀，晶界及晶內的聚集態α相含量持續減少，片層結構由30%變形量時的粗桿狀轉變為70%變形量時的細針狀。

2)隨著變形量的增大，TC17鈦合金的抗拉強度呈遞增趨勢，當變形量為70%時，抗拉強度達到最大值1218MPa;斷后伸長率呈小幅下降趨勢，由30%變形量時的7.25%降至70%變形量時的6.62%。

3)拉伸斷口分析表明，斷口呈現不同程度起伏的臺階狀結構，斷面裂紋尺寸與數量隨變形量增大而增加;室溫拉伸斷裂形式由韌性斷裂向脆性斷裂轉變，斷裂機制的演變與組織細化及強塑性的變化趨勢相契合。

參考文獻

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（注，原文標題：近等溫β鍛造變形量對TC17鈦合金組織與性能的影響）