随着航空航天、能源设备等高端造作领域对材 料机能要求的持续升级，高强中温钛合金凭借优异的 比强度、抗委顿机能及耐侵蚀机能，成为关键构件的 主题选材。其中，TC17 钛合金（Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo） 作为 α+β 型典型合金，因其在 400 ℃以下服役环境 中的不变力学机能，被宽泛利用于航空发起机整体叶盘、高载荷结构件等复杂工况部件 [1] 。然而，传 统铸造工艺（如两相区铸造造备双态组织）在满足 高强杜纂高韧性平衡方面存在局限性，难以两全材 料的综合机能需要 [2] 。

近等温β铸造是一种在资料β相变温度左近（通 常略高于β相变点）进行的热加工工艺，通过维持高 温环境和节造变形速度，推进动态再结晶和晶粒细 化，从而显著改善资料的组织均匀性。该工艺可诱 导钛合金形成网篮组织（由片层状 α 相与β订交替 交错组成），其怪异的片层共格成长机造与晶界强化 效应，可实现强杜纂塑性的协同优化，为高强中温钛 合金的机能提升提供新蹊径 [3] 。钻研批注，热变形 参数作为钛合金铸造的关键参数，会显著影响β晶 粒细化水平、α 相散布状态及动态再结晶行为，进 而主导资料的强塑性匹配个性 [4] 。然而，当前针对 TC17 钛合金的近等温β铸造钻研大多集中于单一变 形量下的组织表征或机能测试，不足对变形量梯度 作用下组织演变法规与力学响应机造的系统性分析。 此表，变形量对断裂行为的微观调控机理尚未明确， 这限度了该工艺在工程利用中的精准设计与优化。

本文以TC17钛合金为钻研对象，钻研了近等 温β铸造中分歧变形量（30%、50%、70%）对显微 组织、力学机能及断裂行为的影响。通过金相表 征、拉伸试验与断口分析，揭示变形量梯度调控下 网篮组织的描摹演化法规，说明其匹敌拉强度、断 后伸长率及断裂机造的协同作用机造。钻研了局不 仅为TC17钛合金近等温β铸造工艺的优化提供理 论凭据，还为高强中温钛合金关键构件的强塑性匹 配设计奠定尝试基础。

1、尝试资料与步骤

本文选取的TC17钛合金原资料为?55mmx 150mm的圆棒料，化学成分见表1。

通过金相法测得该合金的β转变温度为895℃。

选取铸造压力机对TC17钛合金进行镦粗尝试,尝试温度高于β相变点，设定为930℃，变形速度为1mm/s，变形量别离为30%、50%、70%。利用电炉进行加热，砧板预先加热到830~930℃，试样镦粗至相应变形量后，空冷至室温。锻后热处置工艺为:840℃x4h,AC;630℃x8h,AC。

表1 TC17钛合金棒材的化学成分(质量分数，%)

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

镦粗后取样进行组织观察和机能检测，在取样地位1截取金相试样，取样地位2截取拉伸试样，如图2所示。选取高精度线切割设备进行切割，拉伸试样在纵向取样，金相观察方向垂直于压缩方向。严格节造切割蹊径的垂直杜纂对称性，以预防取样误差对组织分析了局产生滋扰。金相侵蚀选取体积比为V(H₂O):V(HNO₃):V(HF)=10:3:1的混合侵蚀液进行表表处置。侵蚀实现后，利用DM4500M Leica光学显微镜对试样的微观组织进行表征。依照尺度《金属资料拉伸试验第1部门:室温试验步骤》(GB/T228.1-2021)要求，将2根平行试样在Zwick全能试验机上实现室温拉伸试验，了局取均匀值。选取Apero2C扫描电子显微镜观察拉伸断口描摹。

2、了局与会商

2.1分歧变形量下TC17钛合金的显微组织

在分歧变形量近等温β铸造工艺下，TC17钛合金的显微组织如图3所示。由图3可知，经近等温β铸造后，TC17钛合金的显微组织产生了显著转变。原始状态下，其组织为典型的双态组织;而经近等温β铸造后，其组织转变为网篮组织，即片层状α相与β订交替交错散布。由图3(a)-3(c)能够看出，随着变形量从30%增长到70%，合金中的β晶粒由近等轴状逐步被拉长为长条状。与此同时，晶界及晶内的荟萃态α相(蕴含大块状α相、粗壮长条状α相和点絮状α相称)含量由于持续的变形破碎作用而逐步削减，被更多的正常网篮组织所代替。由图3(d)一3(f)能够看出，在网篮组织中，α相和β相的片层状态随着变形量的增大而逐步细化。当变形量为30%时，α相和β相呈粗杆状或粗条状;当变形量为50%时，片层尺寸处于中央水平;当变形量为70%时，则出现为细针状。有钻研批注，变形量越大，β晶粒贮存的变形能越高，进而促使动态再结晶驱动β晶粒细化，同时推进α相片层在剪切作用下更均匀地交错。

2.2分歧变形量下TC17钛合金的力学机能

在分歧变形量近等温β铸造工艺下，TC17钛合金的抗拉强杜纂伸长率变动法规如图4所示。从图4中可看出，随着变形量的增长，抗拉强度呈上升趋向。当变形量达到70%时，抗拉强度达到最高值为1218MPa;而断后伸长率呈降落趋向，由30%变形量时的7.25%幼幅降低至70%变形量时的6.62%。

随着变形量的增长，TC17钛合金的抗拉强度逐步提高，这重要归因于以下两个方面。其一，在铸造过程中，随着变形量的增大，β晶粒不休被破碎细化。凭据Hall-Petch关系，晶界面积显著增长，而晶界对位错活动拥有故障作用，大量晶界使得位错难以滑移，从而提高了合金的强度6;其二，变形量的增长会引入更多的位错，位错之间相互作用、缠结，形成位错胞等亚结构，使得位错滑移越发难题，进而提升了合金的强度[7]。

TC17钛合金的断后伸长率随着变形量增长而降落这是由于较高的变形量促使更多的初生α相产生变形和破碎，初生α相正本拥有较好的塑性，但其数量的削减及状态的扭转，使得合金整体塑性降落。有关钻研指出，等轴组织中初生α相含量高时，合金的塑性更好，随着变形量增长，初生α相的状态扭转影响了合金塑性[8]。此表，大变形量可能会导致合金内部出现更多微幼缺点，在拉伸过程中，这些缺点更容易引发裂纹的萌生与扩大，使得合金在较幼的伸长量下就产生断裂，导致断后伸长率降低。

均出现出升沉的台阶状结构，这是由于资料内部门歧区域的变形存在差距及界面产生扯破;随着变形量的增长，断面上裂纹的尺寸与数量呈增长趋向。由图5(b)可知，当变形量为30%时，断口均匀散布着大量韧窝与扯破棱，为典型韧性断裂特点9]，这与此时合金中存在粗壮初生α相及较粗β晶粒而产生优良塑性有关，韧窝由a/β相界面微孔长大归并形成，扯破棱则是微孔间基体塑性扯破的痕迹。由图5(d)可知，当变形量为50%时，韧窝数量有所削减、尺寸减幼，断口出现非均匀散布的幼尺寸准解理平面，这是由于α相细化和β晶粒破碎使得强度上升而塑性降落，出现出从韧性向脆性过渡的特点。由图5(f)可知，当变形量为70%时，韧窝险些隐没，扯破棱大量削减，出现大量光滑解理平面，这批注断裂大局以脆性为主，这是由于α相和β晶粒进一步细化，使得位错缠结严沉，塑性储蓄不及，此时应力易引发解理断裂[10]。

综上所述，在对TC17钛合金进行近等温β铸造时，通过合理节造变形量，能够在肯定水平上调控合金的抗拉强度和断后伸长率，以满足分歧工程利用场景对资料机能的需要。

2.3分歧变形量下TC17钛合金拉伸断口描摹

分歧变形量近等温β铸造工艺下TC17钛合金的室温拉伸断口描摹如图5所示。由图5(a)、5(c)、5(e)可知，分歧变形量下合金的断口描摹均出现出升沉的台阶状结构，这是由于资料内部门歧区域的变形存在差距及界面产生扯破；随着变形量的增长，断面上裂纹的尺寸与数量呈增长趋向。由图5（b）可知，当变形量为30%时，断口均匀散布着大量韧窝与扯破棱，为典型韧性断裂特点[9]，这与此时合金中存在粗壮初生α相及较粗β晶粒而产生优良塑性有关，韧窝由α/β相界面微孔长大归并形成，扯破棱则是微孔间基体塑性扯破的痕迹。由图5（d）可知，当变形量为50%时，韧窝数量有所削减、尺寸减幼，断口出现非均匀散布的幼尺寸准解理平面，这是由于α相细化和β晶粒破碎使得强度上升而塑性降落，出现出从韧性向脆性过渡的特点。由图5（f）可知，当变形量为70%时，韧窝险些隐没，扯破棱大量削减，出现大量光滑解理平面，这批注断裂大局以脆性为主，这是由于α相和β晶粒进一步细化，使得位错缠结严沉，塑性储蓄不及，此时应力易引发解理断裂[10]。

3、结论

1)近等温β铸造后,TC17钛合金的显微组织由原始的双态组织转变为网篮组织。随着变形量由30%增长至70%，β晶粒逐步由近等轴状转变为长条状，晶界及晶内的荟萃态α相含量持续削减，片层结构由30%变形量时的粗杆状转变为70%变形量时的细针状。

2)随着变形量的增大，TC17钛合金的抗拉强度呈递增趋向，当变形量为70%时，抗拉强度达到最大值1218MPa;断后伸长率呈幼幅降落趋向，由30%变形量时的7.25%降至70%变形量时的6.62%。

3)拉伸断口分析批注，断口出现分歧水平升沉的台阶状结构，断面裂纹尺寸与数量随变形量增大而增长;室温拉伸断裂大局由韧性断裂向脆性断裂转变，断裂机造的演变与组织细化及强塑性的变动趋向相符合。

参考文件

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[3]张智，巨建辉，戚运莲，等.钛合金铸造工艺及其锻件的利用[J].热加工工艺,2010,39(23):34-37.

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[10]边丽虹，朴顺南，曾卫东，等.应变量对TC17钛合金高温机能及片状α相演变的影响[J].钛工业进展,2017,34(6):34-37.

（注，原文标题：近等温β铸造变形量对TC17钛合金组织与机能的影响）