普通退火与两相区固溶处理对大规格TC4钛合金饼晶粒细化、组织均匀性及韧性断裂行为的差异化影响机制探究

钛及钛合金具有密度小、比强度高、耐腐蚀性好、抗疲劳、耐高温/低温和生物相容性好等诸多优点，已在航空航天、兵器、海洋工程和石油化工等行业中获得越来越广泛的应用[1-4]。钛及钛合金产品形态主要包括棒材、锻件、饼材、板材和管材等，可以通过铸造、锻造、轧制、拉拔以及增材制造等多种方式加工而成。其中，锻造是获得性能优异的钛合金产品的一种主要手段。钛合金饼材作为发动机盘、燃气轮机及离心机等高端装备核心部件的关键材料，随着服役环境越来越复杂和苛刻，对于优化锻造和热处理工艺以实现良好综合性能的要求也越来越高。

董洁等[5]研究了TC11钛合金饼材在相变点以下20~40℃加热、变形量分别为50%~70%和70%~90%时的显微组织和综合力学性能，结果表明，大变形量工艺更为适宜。张俊杰等[6]研究了在3t锤和1250t压力机上两相区加热成形对TC11钛合金饼材显微组织和综合性能的影响，指出在压力机上生产的饼材性能更优越。史小云等[7]开展了TC17钛合金在 Tβ-(30~60)℃和 Tβ+30℃镦拔改锻后在Tβ一(30~60)℃成型的对比试验，分别得到了等轴和网篮组织的饼材，前者塑性好，后者强度优。邓雨亭等[8]主要研究了Ti65高温钛合金饼距离表面分别为10、20、30、40、50、60mm的拉伸、持久性能和位错演变规律，发现从边缘到心部的拉伸和持久性能存在一定差异，高密度位错主要集中于片状a相界面处等。综上不难发现，针对钛合金饼相关的研究重点主要集中在锻造、热处理工艺对钛合金饼成品显微组织和综合力学性能的影响，而对其从原始铸锭、锻造过程坯料到最终热处理态成品开展显微组织演变的研究报道并不多。

TC4钛合金名义成分为Ti-6Al-4V，具有高强度、低密度和良好的耐腐蚀性等特点，综合性能优异。自1954年由美国成功研制出以来，成为迄今应用最广泛的一种α+β型钛合金，特别是在航空航天、兵器等军工高端领域应用占比较高，其中TC4钛合金饼是较为重要的应用产品之一。经文献调研发现，对大规格TC4钛合金饼的锻造、热处理工艺以及组织性能的研究报道相对较少。仅李维等[9]研究了固溶时效热处理制度对TC4钛合金饼组织性能的影响，得到了力学性能匹配良好的最优固溶(950℃x1h，水冷)+时效(530℃x6h，空冷)热处理制度。另外，根据所使用锻造设备能力，设计TC4钛合金饼锻造火次以及跟踪锻造和热处理过程的组织演变等的研究更是鲜有报道。鉴于此，根据某叶轮锻件的理化性能和使用环境要求，本研究采用真空自耗熔炼、锻造和热处理等工艺，试制∅690(0，+5)mmTC4钛合金饼。重点观察了该TC4钛合金饼在多火次锻造及不同热处理过程中的高低倍组织演变，并对两种热处理态饼进行超声波探伤、室温拉伸性能测试和断口形貌分析。本研究可以为后续大规格TC4钛合金饼的锻造和热处理工艺优化、低成本制造以及在民用领域的进一步推广应用提供重要的试验和理论参考。

1、试验材料与方法

1.1 试验材料及制备

试验材料为自产3t级TC4钛合金铸锭，熔炼方式为真空自耗熔炼。具体熔炼过程为:将0级海绵钛100.00kg、铝豆3.68kg、铝钒55合金8.32kg、钛铁合金0.11kg以及二氧化钛0.33kg经OAS-28019236自动称重混布料系统完成自动配料与混合后，在YR99-7000型海绵钛液压机上压制成∅305mm×400mm的圆柱体电极(每块重112.29kg)共28块。随后，在DHG型真空等离子焊箱内按1+7方式组焊，共得到4根电极棒。将电击棒转入ALD-L1080P12Ti型真空自耗熔炼炉中，控制漏气率≤0.7Pa/min、真空度≤8.0Pa，采用4-2-1三次熔炼工艺，依次制备 Φ440 mm一次锭4根、Φ520mm二次锭2根以及Φ600mm三次锭。

对成品铸锭头部、中部和尾部取样，进行化学成分检测，所得结果见表1。由表1可以看出，自产TC4钛合金铸锭的化学成分符合GB/T 3620.1-2016《钛及钛合金牌号和化学成分》的要求，Al和V主要合金元素极差在1100μg/g以内，且其在头部、中部和尾部的总体分布比较均匀。Fe和O元素极差分别在50μg/g和150μg/g以内，O元素含量整体偏高，中部稍低(0.173%)。C、N和H等杂质元素的含量均较低，表明自产TC4钛合金铸锭达到了纯净化熔炼的效果。

表1 自产TC4钛合金铸锭不同部位的化学组成

1.2

将TC4钛合金铸锭等分为两节，在控温精度±5℃的DL17-1797型箱式电阻炉中加热，具体加热温度和时间见表2。将加热坯料转20MN快锻液压机组上进行开坯、改锻、预成型和成型，共七火次，锻得规格为∅690(0，+5)mm×270(0，+10)mm的黑皮饼两件。锻造分单相区和两相区两阶段进行:单相区每火次采用两镦两拔或两拔一镦，两相区每火次采用一镦一拔。镦粗变形量控制为40%~45%(误差±5%)，交替采用打四方、倒八方和打六方、滚圆等多种变形方式，第六、七火次的镦粗变形量根据实际成型情况调整，锻后均空冷。第一、二火次后分料，第一、三、五、七火次后取样进行高低倍组织观察。第三火次后，按照GB/T23605-2020《钛合金β转变温度测定方法》测得TC4钛合金β→α相变点温度Tβ=992℃。

锻造工艺方案如下:1)采用阶梯加热制度，先在850℃下保温一段时间，再升温至单相区(1150、1080、1020℃)各镦拔 1火次;2)962℃(Tβ-30℃)镦拔 1火次;3)952℃(Tβ-40℃)镦拔1火次;4)947℃(Tβ-45℃)预成型1火次;5)942℃(Tβ-50℃)旋转平台成型1火次。具体锻造参数(包括锻造前后尺寸、锻造比及变形操作等)见表2。

从质量相对更大的TC4钛合金饼上切取厚度为20mm的试片，等分为两份，编号为1#和2#。将试片置于DL22-2288型箱式高精度电阻炉(控温精度±5℃)开展探索性热处理，其中1#试片热处理制度为800℃×50min，空冷(普通退火);2#试片热处理制度为982℃×30min，空冷(固溶)。热处理后取样进行高倍组织观察和拉伸性能检测。根据两组试片的组织性能测试结果,优化确定TC4钛合金饼的热处理制度为:800℃×230min，空冷(普通退火)和977℃×210min，空冷(固溶)。对两件TC4钛合金饼分别实施上述两种工艺，得到两种热处理态饼材，将端面机械加工至粗糙度Ra≤3.2μm后，分别进行低倍组织观察和超声波探伤检测。

表2 TC4钛合金饼锻造过程主要参数

注：“/”前后数据分别为两件TC4钛合金饼的锻造参数。总锻造比分别为17.00和16.99,第一~五火为拔长锻造比,第六、七火为镦粗比,滚圆修整的锻造比忽略不计。

1.3 分析表征方法

采用DK7745型线切割机床将TC4钛合金饼锻造过程中的试样和热处理试样饼切片加工成尺寸为20mm×20mm的试样，按照GB/T5168-2020《钛及钛合金高低倍组织检验方法》，采用1.5g CuSO4+40mL HCl+20mL无水乙醇配成的混合溶液对试样进行腐蚀，通过目视观察其低倍组织，再使用Nikon MA100金相显微镜观察显微组织，并借助Micro-imaging显微图像分析系统统计晶粒平均尺寸。

通过线切割分别从不同热处理试样上沿径向、弦向截取φ5 mm×81 mm拉伸试样;按照GB/T 228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分:室温试验方法》，在LD26.205微机控制电子万能试验机上进行室温拉伸试验，并利用 Apreo S扫描电子显微镜观察径向拉伸试样断口的宏观和微观形貌。

采用 Masterscan 700M超声波探伤仪，按照GB/T 5193-2020《钛及钛合金加工产品超声检验方法》，分别对TC4钛合金五火锻造坯料及热处理试样进行超声波探伤检测。通常情况下，大规格TC4钛合金饼经锻造后，截面组织分布不均匀，边部晶粒细化效果最好，心部最差，而0.5R处为二者之间的过渡组织，组织特征具有较强的代表性。根据组织决定性能的对应关系，为便于比较和判定，本研究将锻造坯料和热处理态显微组织试样，以及径向、弦向拉伸试样的取样位置统一设定在0.5R(R为TC4钛合金饼半径)处;低倍组织则观察整个横向截面。各试样具体取样位置和方向如图1所示。

2、试验结果与讨论

2.1 低倍组织演变

为探索TC4钛合金铸锭锻造成钛合金饼过程中的低倍组织演变规律,对原始铸锭以及第一、三、五、七火次锻造后坯料的横向低倍组织分别进行了观察，详见图2(a~e)，坯料经普通退火和固溶处理后的横向低倍组织见图2(f~g)。图2对应的低倍组织级别由工艺人员根据晶粒细化程度，对照GB/T 5168-2020标准附录 A给出判定，晶粒尺寸使用精度为1mm的钢板尺测量得出。

由图2(a)可以看出，TC4钛合金原始铸锭头部呈现典型的粗大铸态组织，晶界清晰可辨，部分晶粒尺寸可以达到30mm，边缘较细，0.5R处为典型柱状晶。考虑到成材率，冒口未完全切除干净，心部残留少量缩孔。由图2(b)可以看出，一火锻造坯料的低倍组织晶界仍为清晰晶，粗大晶粒初步开始破碎，晶粒形状进一步均匀，平均晶粒尺寸细化至20mm以下。由图2(c)可以看出，三火锻造坯料的低倍组织转变为半清晰晶，平均晶粒尺寸进一步减小至10mm以下。由图2(d)可以看出，五火锻造坯料的低倍组织改善不是很明显，仍为半清晰晶，局部晶粒偏大;但低倍组织已达到镦拔锻造的预期效果，经初步判定可以安排预成型和成型。由图2(e)可以看出，七火锻造坯料的低倍组织中从0.5R到边部总体为模糊晶，但心部稍粗，为半模糊晶，且未发现裂纹、气孔、夹杂以及肉眼可见的偏析等冶金缺陷。综上，在第五火次锻造结束后，坯料的低倍组织整体仍较粗，这主要和使用的20 MN快锻液压机组实际锻造过程压力相对偏低(仅为16~17 MN)有较大关系。此外，由于坯料规格偏大，在两相区锻造时，压力较难传递到心部，导致心部晶粒破碎效果相对较差。因此，针对该大规格TC4钛合金饼在锻造过程中不可盲目追求减少火次，可以考虑在确保开裂不严重的前提下，采取适当增加每火次变形量以及交替变化拔长方式等措施来实现低倍组织均匀细化的最终目标。

由图2(f)可以看出，经普通退火热处理后，TC4钛合金低倍组织进一步改善，细化为模糊晶。由图2(g)可以看出，固溶退火后，其晶粒尺寸较图2(e)所示锻造坯料又开始长大，整体呈半清晰晶，这主要与固溶温度设定在两相区上部，温度偏高有关。热处理是调控TC4钛合金显微组织、优化拉伸性能的重要工艺手段。普通退火可以消除内应力，实现钛合金组织稳定和性能均匀;固溶处理可以提高钛合金的强度和硬度，是实现综合力学性能匹配的基础，通常选择在两相区上部温度进行，使得晶粒在一定程度上统一长大，组织更趋均匀，同时可以确保进行充分的恢复和再结晶，从而获得高比例的亚稳 β相[10]。此外需要说明两点:一是原始铸锭、各火次锻造坯料及热处理试样尺寸不一致，因此图2(e~g)统一采用相同尺寸的低倍试样和50mm标尺，依靠标尺比例直观体现各试样实际尺寸大小;二是图2(e~g)的低倍组织边部晶粒不清晰，特别是图2(f)心部存在明显的圆形车刀纹。这主要是因为现有设备不具备磨床加工条件，试样只能采用车床加工;且坯料直径>690mm，整体尺寸偏大，车加工后试样边部和心部粗糙度不一致，并在一定程度上对试样腐蚀和低倍组织观察造成负面影响。后续需进一步完善钛合金低倍制样装备，确保低倍组织检验结果更加规范，为组织性能调控和工艺优化提供准确依据。

2.2 显微组织演变

TC4钛合金原始铸锭和第一、三、五、七火次锻造后坯料0.5R处的显微组织(200×)如图3(a~e)所示，坯料经普通退火、固溶处理后的显微组织如图3(f~g)所示。

由图3(a)可以看出，TC4钛合金原始铸锭为典型魏氏组织，原始β晶界清晰完整，β晶粒内为细而平直α片集束，取向几乎相同，针状α长宽比大于10:1。由图3(b)可以看出，一火锻造坯料原始β晶界开始消失，粗大并相对规则的集束方向性被打乱，呈交替网状。由图3(c)可以看出，三火锻造坯料无规则集束进一步被破碎，可判定为魏氏组织到等轴组织的过渡组织。由图3(d)可以看出，五火锻造坯料经两相区锻造后虽形成两相加工组织，但组织等轴化程度极低;基体主要分布着拉长的条状α相，其长宽比大于3:1，开始析出少量短棒状α相，基本没有生成球状α相。由图3(e)可以看出，七火锻造结束后坯料的显微组织呈现典型的两相区加工组织，在β转变基体上分布着尚未完全等轴化的α相。经统计(误差±5%)，棒状α相占比(数量分数)达60%，球状α相占比25%。

在锻态显微组织一致的情况下，不同热处理工艺得到的显微组织明显不同。由图3(f)可以看出，普通退火态显微组织的等轴化程度较锻造态进一步改善，为细小均匀的等轴组织。据统计，球状初生α相含量达到65%(误差±5%)，α相平均晶粒尺寸约为17.32μm。由图3(g)可以看出，经两相区上部温度固溶处理后的显微组织为双态组织，其α相有两种形态:一种是不连续的等轴初生α相;另一种为β转变基体上分布的次生片状α相。图3(h)为图3(g)中的α相分布情况，据统计，α相总含量约为39.35%，平均晶粒尺寸约为16.48μm。等轴组织特征是在β转变组织基体上分布着含量大于40%的多种形态的初生α相;双态组织特征是在层片状β转变组织基体上分布着不连续的短棒状和球状等多种形状的初生α相，但含量一般小于40%。双态组织又称混合组织，兼具魏氏组织和等轴组织的优点。TC4钛合金显微组织的不同也决定了室温拉伸性能的差异，在化学成分一定的情况下，等轴组织中球状α相晶粒越细小，室温拉伸强度和塑性也就越高。因此，固溶处理所得双态组织在保持较高拉伸强度的同时，还能维持较好的拉伸塑性，具有良好的强度-塑性的综合匹配性能[11]。

2.3 超声波探伤

鉴于TC4钛合金坯料仅局部取样开展低倍组织检验存在局限性，为验证坯料五火锻造后是否可以成型，对尺寸为400mm×830mm的棒坯进行车削加工，按GB/T5193-2020要求，采用纵波直射大平底计算法对棒坯圆周进行超声波探伤，其中探头尺寸Φ14mm、工作频率5MHz、声速6080m/s，验收基准采用B级Φ3.2mm当量平底孔。检测结果显示，棒坯由心部到边部杂波水平为-3~-6dB，棒坯心部晶粒相对粗大一点，沿棒坯长度方向组织均匀性良好。根据TC4钛合金棒坯总体杂波水平并结合图2(d)和图3(d)五火锻造坯料的高低倍组织，经综合评判可以安排成型。

将普通退火和固溶处理后的TC4钛合金饼车削加工至厚度260 mm、表面粗糙度Ra≤3.2μm的探伤试样。按GB/T5193-2020要求，并沿用五火锻造坯料的超声波探伤工艺参数进行检测。按照GB/T 16598-2013要求，厚度>150mm钛合金饼材按B级Φ3.2mm当量平底孔验收即可。探伤结果表明，两种热处理态TC4钛合金饼均完全满足B级探伤指标要求。结合图3(f)和图3(g)显微组织可以看出，两种热处理态TC4钛合金饼的晶粒已经非常细小，因此提高验收级别，按A级Φ2.0 mm当量平底孔进行超声波探伤检测，饼材杂波检测结果见表3。由表3可以看出，两者超声波探伤结果均符合GB/T16598-2013表5中A级验收级别要求。固溶态TC4钛合金饼整体杂波水平比普通退火态差3~4dB，但其杂波均匀性比普通退火态稍好。

表3 不同热处理态TC4钛合金饼超声探伤杂波检测结果

超声波探伤的杂波水平可以在一定程度上反映晶粒大小，也能初步判定组织不均匀性和异常缺陷。两种热处理态TC4钛合金饼的探伤结果均满足A级验收指标要求，表明该大规格TC4合金饼经过七火次大变形量锻造变形，其晶粒总体已经比较细小，图3(f~g)中0.5R处的显微组织晶粒尺寸可以证实该结论。两种热处理态TC4钛合金饼的心部较边部杂波水平差2~4dB，说明心部晶粒尺寸略大，这与图2(f~g)低倍组织呈现的结果是一致的。心部晶粒相对粗大，最主要的原因是TC4钛合金饼尺寸偏大，而20 MN快锻机组压机的实际压力只能达到额定压力的80%~85%，导致锻造过程压力难以传递到坯料心部。此外，坯料边部和心部变形不均匀程度存在累加效应，最终在热处理样品低倍组织和超声波探伤结果上反映出来[12]。TC4钛合金饼经普通退火可以实现再结晶，内部组织较锻造态更加细化和均匀，并完全软化;但经两相区上部温度固溶处理后，晶粒有明显长大趋势，超声波探伤结果也有所反映。因此，针对大规格TC4钛合金饼的锻造工艺，整体组织均匀性控制，特别是坯料心部晶粒细化，仍是后续锻造工艺优化调整的重要方向。

2.4 室温拉伸性能

从TC4钛合金饼上锯切厚度为20mm的试片并对半分割，分别开展普通退火(1#试样)和固溶处理(2#试样)，在各试片对应锻饼0.5R处位置，截取弦向和径向拉伸试样各2组，对其进行室温拉伸性能测试，所得结果见表4。除此之外，表4还列出了GB/T16598-2013中规定的TC4钛合金饼的室温拉伸性能要求。

表4 不同热处理态TC4钛合金饼室温拉伸性能

注：“/”前后数值分别为两组试样的拉伸性能。

由表4可以看出，热处理态TC4钛合金饼(1#试样和2#试样)弦向和径向的抗拉强度、屈服强度、断后伸长率和断面收缩率，均符合GB/T16598-2013的指标要求(抗拉强度≥895MPa、屈服强度≥825MPa、断后伸长率≥10%、断面收缩率≥25%);仅1#试样径向断后伸长率为10.0%，刚好达到标准下限,压线合格。

1#试样弦向的拉伸性能整体优于径向，其抗拉强度、屈服强度、断后伸长率和断面收缩率平均值分别高于径向1.7%、1.0%、17.5%和7.2%，尤其是1#试样弦向抗拉强度超过1000MPa，径向抗拉强度低值978.0 MPa与1000 MPa也仅差22.0 MPa;径向屈服强度相对较低，但低值也达到了904.0 MPa，仍远高于标准规定值825.0 MPa。2#试样弦向的抗拉强度和屈服强度的平均值分别高于径向1.2%和1.4%，但与1#试样不同的是，其断后伸长率和断面收缩率的平均值却分别比径向低0.5%和2.0%。此外，由表4还可以看出，2#试样径向、弦向的抗拉强度和屈服强度的平均值分别低于1#试样0.5%、1.0%和 4.2%、3.8%，降低幅度均未超过5.0%;但对应的断后伸长率和断面收缩率的平均值分别高出1#试样35.0%、8.5%和33.3%、16.2%。这说明2#试样在保持和1#试样相差不大的高拉伸强度的同时，还可以实现非常好的塑性，其综合室温拉伸性能更为优异。

钛合金显微组织对其力学性能具有决定性作用。结合图3(f~g)所示，普通退火得到等轴组织，两相区上部温度的固溶处理得到双态组织。通常情况下，钛合金显微组织中等轴初生α相晶粒越细小，晶界越多，其室温拉伸强度和塑性也就越高，这主要是通过有效分散应力和塑性变形过程中容纳更多位错来实现的。拉伸变形由个别α相晶粒滑移开始，并逐渐转移到β组织，通过推迟空洞形成和发展可以获得较高的室温拉伸塑性。除此之外，在显微组织一定的情况下，钛合金的化学成分，特别是O含量对室温拉伸强度和塑性也有较大影响。结合表1中TC4钛合金化学组成，铸锭中部O含量低至0.173%，头部和尾部分别为0.183%和0.188%，均已接近GB/T3620.1-2016规定的上限值0.20%。O与Ti会形成间隙式固溶体，提高合金强度，并降低塑性[13]。故显微组织形貌变化和O含量偏高的共同作用导致普通退火态TC4钛合金饼产生了高强度和低塑性的结果。与普通退火试样相比，经固溶处理后的试样抗拉强度、屈服强度虽略有降低，但断后伸长率和断面收缩率有明显提高，实现了室温拉伸强度和塑性的综合匹配。这主要是因为固溶空冷处理后，Al、V等合金元素充分溶入Ti基体，形成亚稳态过饱和固溶体。同时，热处理过程还可以使组织进一步均匀化，形成兼具等轴组织和魏氏组织优点的双态组织。具备该类双态组织的TC4钛合金饼综合性能优异，可以满足叶轮产品复杂苛刻服役环境下的使用要求。

2.5 拉伸断口形貌

图4为TC4钛合金锻饼分别经普通退火(1#试样)和固溶处理(2#试样)后的径向室温拉伸断口宏观及微观形貌(2000×)。由图4(a1)和图4(b1)宏观形貌可以看出，两种热处理态的拉伸试样断面均呈暗灰色，无金属光泽，整体起伏不平。其中，1#试样断口高低不平，呈现尖角、波状和鱼脊等形貌，无明显的颈缩现象;2#试样断口相对比较平整和光滑，中间为纤维区，四周有较宽的剪切唇，与拉伸方向呈45°角，存在明显的颈缩现象。1#和2#径向拉伸试样断口的微观形貌分别见图4(a2)和图4(b2)，可以看出两者断口微观形貌相似，主要以密集的韧窝(微坑)为主，白色脊线(撕裂棱)围绕韧窝广泛分布，未发现解理台阶和沿晶断裂等脆性特征，呈现出微孔聚集断裂的典型韧性断裂特征。但两种热处理态试样拉伸断口的韧窝大小和深浅有一定的差异，其中，1#试样韧窝小且浅，2#试样韧窝大且深。

从热处理态TC4钛合金饼径向拉伸断口形貌来看，两试样均存在明显的韧性断裂特征。与 1#试样相比，2#试样有明显颈缩现象，韧窝大且深，这说明2#试样在拉断前经历了明显的塑性变形阶段。通常情况下，颈缩程度越大，韧窝大且深，合金的塑性也越好。这与表4中2#试样径向断后伸长率和断面收缩率的平均值13.5%和46.0%均明显高于1#试样的10.0%和34.5%的结果是相符合的。

两种热处理态TC4钛合金锻饼的塑性差异与其内部初生 α相分布状态密切相关。在等轴组织中，均匀分布的初生α相在拉伸变形过程中易在相界面处引发应力集中，成为微裂纹的主要形核核心。裂纹自α相界面处产生并逐步扩展，最终因局部失效而发生断裂。此过程中，弥散分布的初生α相能够起到缓冲应力集中和吸收塑性变形能量的作用，使断口表面形成大量韧窝[14]。韧窝是判断钛合金塑性优劣的一个重要特征，单个韧窝由微孔形核、长大和聚合等过程演化而成，该过程可以吸收较多的能量，从而提高钛合金的塑性。韧窝的尺寸和深度可以直观反映钛合金的塑性，通常情况下，韧窝尺寸大而且比较深时，塑性也就越好[15]，反之越差。

1#试样没有明显的颈缩现象，韧窝小且浅，韧窝周围的撕裂棱明显，撕裂棱高，说明断裂过程阻力较大，合金抗拉强度和屈服强度高[16]，这与表4中1#试样两者的平均值分别高出2#试样5 MPa和38MPa，但塑性值偏低，特别是断后伸长率10.0%压线合格的结果是符合的。综上，图4所反映的热处理态TC4钛合金饼拉伸断口形貌与表4呈现的室温拉伸强度和塑性的变化规律基本一致。

3、结论

1)随锻造火次增加，TC4钛合金饼低倍组织由晶界清晰可辨、粗大的铸态组织逐步转变为半模糊晶，显微组织由魏氏组织逐步破碎细化为短棒状α相为主的等轴组织。热处理态低倍组织中均未发现裂纹、气孔和偏析等明显的冶金缺陷，整体呈模糊晶，心部略粗，主要由心部锻不透所致。普通退火态显微组织转变为细小均匀的等轴组织，球形初生α相含量约为65%;固溶退火态为双态组织，β转变组织基体上分布等轴初生α相和次生片状α相，α相总含量约为39.35%。

2)TC4钛合金饼普通退火态比固溶态超声波探伤结果稍好，主要与固溶处理后晶粒发生一定程度长大有关;两种热处理态均满足GB/T16598-2013中A级指标验收要求，表明饼材整体晶粒已经较细;饼材心部杂波水平略高，对应低倍组织中局部晶粒粗大区域。

3)普通退火态和固溶态TC4钛合金饼室温拉伸性能均符合GB/T16598-2013要求。普通退火态室温抗拉强度和屈服强度较高，但断后伸长率(10%)压线合格，与O含量偏高有一定关系。固溶态在保持较高强度同时，仍可维持优异的塑性水平，综合拉伸性能优于普通退火态。

4)固溶态TC4钛合金饼径向拉伸断口宏观形貌有明显颈缩现象，而普通退火态则无;两种试样微观断口形貌以韧窝和撕裂棱为主，表明在拉伸断裂前经历了明显的塑性变形阶段，整体呈典型韧性断裂特征。固溶态韧窝尺寸大且深，普通退火态韧窝小且浅，前者断后伸长率和断面收缩率较后者高。

5)为满足TC4钛合金饼最终产品复杂苛刻环境使用要求，实现组织均匀细化和综合室温拉伸性能的良好匹配，不可盲目减少锻造火次，可以考虑增加每火次变形量和优先选择两相区上部温度的固溶处理工艺等措施。

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（注，原文标题：大规格TC4钛合金饼锻造和热处理组织演变及拉伸性能研究_王绍灼）

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