高強(qiáng)韌鈦合金熱加工技術(shù)與顯微組織

王 歡, 趙永慶, 辛社偉, 周 偉, 李 倩, 張思遠(yuǎn)

（1.西北工業(yè)大學(xué) 凝固技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710072；2.西北有色金屬研究院，西安 710016）

鈦合金有比強(qiáng)度大、耐蝕性好、耐熱性高等特點(diǎn)，是性能優(yōu)異的航空結(jié)構(gòu)材料，在國(guó)防軍工和國(guó)民經(jīng)濟(jì)中有著廣泛的用途。隨著長(zhǎng)壽命結(jié)構(gòu)件用鈦合金損傷容限設(shè)計(jì)理念的發(fā)展，合金強(qiáng)度與韌性的良好匹配需求日益迫切，世界各國(guó)競(jìng)相發(fā)展了抗拉強(qiáng)度在 1000 MPa 以上同時(shí)又具備 55 MPa·m1/2以上斷裂韌度的鈦合金，即高強(qiáng)韌鈦合金。要求鈦合金達(dá)到強(qiáng)度、塑性、斷裂韌度、疲勞裂紋擴(kuò)展速率的良好匹配。因?yàn)閺?qiáng)度與塑形，強(qiáng)度與韌性之間存在著矛盾，為解決強(qiáng)度–塑性–韌性之間的矛盾，達(dá)到優(yōu)異的綜合性能，需要在傳統(tǒng)的組織結(jié)構(gòu)之上構(gòu)造出多層次的、“折中”的顯微組織，需要在合金成分控制、熱機(jī)械加工和熱處理方面進(jìn)行深入研究。

1 國(guó)內(nèi)外高強(qiáng)韌鈦合金研究現(xiàn)狀

高強(qiáng)韌鈦合金一般分為兩類：第一類是以TC21為代表的兩相鈦合金，Mo當(dāng)量為5.6，強(qiáng)度為 1100 MPa，斷裂韌度為 70 MPa·m1/2；第二類是近β亞穩(wěn)β鈦合金，代表合金為Ti1023、BT22、Ti15～3、Ti5553 等，Mo 當(dāng)量為 9～13，強(qiáng)度為 1200 MPa，斷裂韌度為 50～80 MPa·m1/2，如表 1[1-14]所示。一般來(lái)講，高強(qiáng)韌鈦合金主要是以近β亞穩(wěn)β鈦合金為主。

圖1為幾種典型的高強(qiáng)韌鈦合金強(qiáng)度與塑形，強(qiáng)度與韌性之間的矛盾關(guān)系。通過(guò)改變熱加工工藝參數(shù)，構(gòu)造不同組織模式，分別對(duì)應(yīng)不同的力學(xué)性能?？梢钥闯觯瑢?duì)于高強(qiáng)韌鈦合金，隨著強(qiáng)度的提高，塑性、斷裂韌度均呈現(xiàn)降低的趨勢(shì)。實(shí)際應(yīng)用中，高強(qiáng)韌鈦合金需要同時(shí)滿足高強(qiáng)度、大塑性和高韌性的綜合力學(xué)性能要求，這些性能對(duì)組織結(jié)構(gòu)的要求很難協(xié)調(diào)[15]。通過(guò)研究高強(qiáng)韌鈦合金熱加工工藝的鍛造變形、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和靜態(tài)再結(jié)晶等，構(gòu)造多層次的、“折中”的顯微組織，進(jìn)而提高合金的綜合力學(xué)性能。

2 熱加工工藝對(duì)顯微組織結(jié)構(gòu)影響

高強(qiáng)韌鈦合金的主要熱加工方式是鍛造[16]。鍛造的技術(shù)基礎(chǔ)是反復(fù)加熱和鐓拔，通過(guò)合金組織靜態(tài)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，細(xì)化晶粒并調(diào)控合金的組織形態(tài)。

影響高強(qiáng)韌鈦合金鍛造的參數(shù)主要有：變形溫度、變形量和鍛后冷卻速率等。變形溫度的設(shè)定是控制合金組織形態(tài)的關(guān)鍵因素，涉及合金變形過(guò)程中的動(dòng)態(tài)（變形過(guò)程）和靜態(tài)（加熱保溫過(guò)程）再結(jié)晶過(guò)程。變形溫度在Tβ以上時(shí)，主要發(fā)生β晶粒的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，熱加工核心是細(xì)化β晶粒。變形溫度在Tβ以下時(shí)，主要發(fā)生α相的球化。變形量是控制合金組織細(xì)化的關(guān)鍵因素，同樣涉及合金動(dòng)態(tài)和靜態(tài)再結(jié)晶過(guò)程[17-18]。鍛后的冷卻方式可以有效地對(duì)鍛造細(xì)化晶粒效果進(jìn)行補(bǔ)充。鍛后水冷有利于析出混亂交織的條狀初生α相，抑制次生α相的析出和長(zhǎng)大，細(xì)化合金組織，獲得多層次顯微組織結(jié)構(gòu)，得到混亂交織的條狀初生α、魏氏α，一定程度滿足高強(qiáng)韌鈦合金對(duì)組織的特殊要求。

表1 幾種高強(qiáng)鈦合金的典型力學(xué)性能Table1 Mechanical properties of several high strength-toughness titanium alloys

圖1 典型的高強(qiáng)韌鈦合金強(qiáng)度與塑形、強(qiáng)度與韌性關(guān)系（a）強(qiáng)度與韌性關(guān)系;（b）強(qiáng)度與塑性關(guān)系Fig.1 Relationships of strength-plasticity, strength-toughness for several high strength-toughness titanium alloys（a）strength-toughness;（b）strength-plasticity

2.1 細(xì)化晶粒

對(duì)于高強(qiáng)韌鈦合金來(lái)說(shuō)，分別以近β亞穩(wěn)β鈦合金（Ti5553，Ti55531，TB5，TB6，TB8 等）及富β兩相合金（如TC21）為典型。

對(duì)于近 β亞穩(wěn) β鈦合金（Ti5553，Ti55531，TB5，TB6，TB8等），鍛造過(guò)程中細(xì)化晶粒的核心是細(xì)化β晶粒，β晶粒的細(xì)化主要通過(guò)熱變形過(guò)程中的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶[19]。而對(duì)于富β兩相合金（如TC21），Mo當(dāng)量較低，鍛造過(guò)程中細(xì)化晶粒的核心是α相的球化。

2.1.1 近β亞穩(wěn)β鈦合金鍛造過(guò)程中β晶粒的細(xì)化

研究表明，合金在β熱變形過(guò)程中主要存在兩類形核位置：原始β晶界附近及β晶粒內(nèi)部[20]。相應(yīng)地存在兩類動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制：不連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶[21]。歐陽(yáng)德來(lái)等[22]通過(guò)研究TB6鈦合金發(fā)現(xiàn)（圖 2）：在較高應(yīng)變速率（≥ 0.01 s–1）的熱變形過(guò)程中，以不連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制為主，通過(guò)原始晶界弓彎?rùn)C(jī)制形成，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶發(fā)生的程度較低，不能通過(guò)此機(jī)制使組織獲得明顯細(xì)化，微觀形態(tài)表現(xiàn)為“項(xiàng)鏈”組織，如圖2（a）所示。在低應(yīng)變速率（≤ 0.001 s–1）和高變形溫度（≥ 950 ℃）熱變形時(shí)，以連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制為主，此時(shí)，合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒直接由亞晶轉(zhuǎn)變而成，組織均勻、細(xì)小，如圖 2（b）所示。

2.1.2 富β兩相鈦合金鍛造過(guò)程中α相的球化

對(duì)于富β兩相合金來(lái)說(shuō)，Mo當(dāng)量較低，鍛造過(guò)程中細(xì)化晶粒的核心是α相的球化。由于鈦合金片層組織有頑強(qiáng)的遺傳性，α和β相保持一定的取向關(guān)系，為半共格界面，這種界面能的高度各向異性決定了片層組織比較穩(wěn)定。要實(shí)現(xiàn)片層組織的球化，就必須降低界面能的這種各向異性，僅通過(guò)熱處理不能使片狀組織發(fā)生明顯球化。如張寶昌等[23]用熱處理方法對(duì) TC11，TC6，TC4，IMI679 鈦合金的粗大魏氏組織細(xì)化，將四種合金自β相區(qū)淬火，α+β相區(qū)循環(huán)退火7～10次，僅僅引起少量α相聚集，或是在個(gè)別晶粒內(nèi)發(fā)現(xiàn)α相片狀分裂成更短晶體，不能球化。

研究表明，只能通過(guò)相變點(diǎn)以下大塑性變形才能使片狀α相變成球狀α相[24]。通過(guò)α+β鍛造，在片層組織中引入了變形位錯(cuò)、滑移帶和孿晶界等微觀缺陷，降低了片層組織的穩(wěn)定性。隨著變形時(shí)晶粒和片層的彎曲和拉長(zhǎng)，片狀組織向球狀組織轉(zhuǎn)變。片狀組織的球化過(guò)程是相界面能、變形和缺陷等因素綜合作用的結(jié)果，因此研究片狀組織的球化微觀機(jī)理對(duì)深入了解球化本質(zhì)，合理選擇熱加工參數(shù)有很大意義。

鈦合金片層組織球化程度與熱變形參數(shù)、原始晶粒尺寸及熱加工方式等有關(guān)。片狀組織要發(fā)生球化必須達(dá)到一定的變形量。例如，Semiatin等[25]研究表明：溫度為 Tβ-90 ℃，應(yīng)變速率為 2×10–2s–1時(shí)，變形量達(dá)到65%（真應(yīng)變達(dá)到0.5）時(shí)魏氏組織才發(fā)生顯著的球化，當(dāng)真應(yīng)變達(dá)到0.61時(shí)組織才完全球化。

變形溫度及應(yīng)變速率對(duì)片層組織球化的影響比較復(fù)雜，對(duì)不同的鈦合金片層組織球化的影響不盡相同。 周軍等[26]發(fā)現(xiàn)Ti-17合金的片狀α相球化程度隨應(yīng)變速率的增加而增大，隨變形溫度的提高而降低。孫新軍[27]對(duì)TC11合金的片狀組織在高溫變形中的球化機(jī)理進(jìn)行了研究，結(jié)果表明，變形溫度越高越有利于等軸化的進(jìn)行，而應(yīng)變速率對(duì)等軸化的影響比較復(fù)雜;應(yīng)變速率過(guò)高或過(guò)低，都不利于等軸化的進(jìn)行。

原始魏氏組織晶粒尺寸的大小對(duì)組織球化率及球化速率也有影響。Semiatin和Seetharaman[28-29]對(duì)晶粒尺寸分別為100 μm和500 μm的Ti-6A1-4V合金的魏氏體組織球化規(guī)律進(jìn)行了研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在相同的真應(yīng)變0.5時(shí)，晶粒大小為500 μm的組織球化率為40%，而晶粒大小為100 μm的組織球化率達(dá)到90%，即細(xì)晶β組織能夠提高組織球化率。門菲等[30]發(fā)現(xiàn)在相同的變形條件下，TC11合金細(xì)片層組織的球化程度大于粗片層組織的球化程度，在應(yīng)變量為0.55時(shí)粗片層組織發(fā)生部分球化，而細(xì)片層組織已經(jīng)完全球化，形成細(xì)小均勻的等軸組織。

2.1.3 富β兩相鈦合金鍛造過(guò)程中的球化模型及機(jī)理

各國(guó)科研工作者提出了很多組織球化機(jī)制模型，主要有: 晶界分離模型[31]，板條剪切球化模型[32],片狀結(jié)構(gòu)末端物質(zhì)遷移模型[33]等。晶界分離模型是目前普遍接受的鈦合金片層組織球化模型。Stefansson等[33]用片狀結(jié)構(gòu)末端物質(zhì)遷移模型解釋靜態(tài)球化過(guò)程，并認(rèn)為該模型是重要的靜態(tài)球化機(jī)制模型。而板條剪切球化模型的球化過(guò)程是一種典型的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過(guò)程。

幾種典型的球化機(jī)制模型機(jī)理類似，微觀過(guò)程均是由于加工變形或者元素濃度梯度的作用使得片層組織形成晶粒串，從而β相楔入α相片層，片層內(nèi)晶界及晶界滑動(dòng)導(dǎo)致大片層解體為若干個(gè)小片層，最終小片層球化。如圖3所示。

圖2 TB6 微觀組織圖 （a）不連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶;（b）連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶Fig.2 Microstructures of TB6 （a）discontinuous dynamic recrystallization;（b）continuous dynamic recrystallization

圖3 Ti-17 合金的片層組織的球化模型[26] （a）原始α片層；（b）晶粒串形成；（c）晶界滑動(dòng)小片層形成；（d）小片層球化Fig.3 Globularization model of lamellar structure for alloy Ti-17[26] （a）primary α layer;（b）formation of grain string;（c）formation of smaller α layer;（d）globularization of smaller α layer

片狀組織向球狀組織的轉(zhuǎn)變過(guò)程很復(fù)雜，主要表現(xiàn)為α相的變形和β相的變形。α相的變形是通過(guò)滑移和孿晶化的途徑發(fā)生；而β相中則更容易發(fā)生動(dòng)態(tài)多邊形化和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。這些過(guò)程連續(xù)或同時(shí)進(jìn)行并互相制約[34]。變形初始階段，在一個(gè)或兩個(gè)相中以孿晶、亞晶粒和晶粒邊界形式出現(xiàn)由變形產(chǎn)生的缺陷；這些高能量微觀缺陷的出現(xiàn)，降低了片層的穩(wěn)定性。一方面可以使變形沿著亞晶界進(jìn)行滑動(dòng)，直接造成片層組織的解體；另一方面造成了合金元素的濃度梯度，進(jìn)而在濃度梯度的驅(qū)動(dòng)下使β相鍥入，最終造成片層組織的解體與球化。

綜上所述，原始片狀組織向球狀組織的轉(zhuǎn)變過(guò)程包括：變形過(guò)程、孿晶化過(guò)程、動(dòng)態(tài)多邊形化和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、α相和β相的球化和粗化等過(guò)程，這些過(guò)程連續(xù)或同時(shí)進(jìn)行并互相制約。其中，α相的變形是通過(guò)滑移和孿晶化的途徑發(fā)生；而β相中則更容易發(fā)生動(dòng)態(tài)多邊形化和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。組織球化過(guò)程大致分為以下三個(gè)階段：（1）片層組織發(fā)生不完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形成項(xiàng)鏈組織；（2） α和β相相互楔入片層內(nèi)晶界以及晶界滑動(dòng)導(dǎo)致大片層解體為若干小片層；（3）小片層的球化。

2.2 組織形態(tài)的調(diào)控

鈦合金鍛造的技術(shù)基礎(chǔ)是反復(fù)的加熱和鐓拔，通過(guò)合金組織的靜態(tài)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，細(xì)化合金的組織；同時(shí)，通過(guò)控制鈦合金鍛造過(guò)程中的鍛造溫度，控制合金的相變形式而構(gòu)造所需要的組織形態(tài)。鈦合金的鍛造是合金組織形態(tài)的搭建、構(gòu)造合金組織最關(guān)鍵的環(huán)節(jié)。

根據(jù)鈦合金鍛造工藝參數(shù)和組織演化的特點(diǎn)，鈦合金的鍛造過(guò)程可以分為三個(gè)階段：開(kāi)坯鍛造階段、改鍛階段、成品鍛階段。開(kāi)坯鍛造溫度較高，遠(yuǎn)高于合金的相變點(diǎn)。改鍛階段的加熱溫度、保溫時(shí)間和變形方式多種多樣，主要包括常規(guī)鍛造，高-低-高鍛造等。成品鍛階段主要決定材料的組織形態(tài)，主要是通過(guò)控制鍛造溫度來(lái)實(shí)現(xiàn)。

典型的鈦合金組織形態(tài)包括等軸組織、片狀組織、雙態(tài)組織和網(wǎng)籃組織。等軸組織主要在兩相區(qū)鍛造得到，有較高的強(qiáng)度、塑性，尤其是斷面收縮率較高，但韌性比片狀組織的稍低些。雙態(tài)組織主要在兩相區(qū)上部加熱變形得到，與等軸組織相比具有較好的拉伸塑性和微裂紋擴(kuò)展抗力。網(wǎng)籃組織塑性、疲勞等綜合性能很好。片狀組織在β相區(qū)加熱變形得到，塑性較低, 但斷裂韌度和疲勞裂紋擴(kuò)展速率比等軸組織高得多。加工過(guò)程中，為協(xié)調(diào)組織結(jié)構(gòu)與各種性能之間的矛盾，獲得一種“折中”的顯微組織結(jié)構(gòu)和良好的綜合力學(xué)性能，國(guó)內(nèi)外學(xué)者提出了“高-低-高鍛造”、“鍛后水冷”、“近β鍛造”等技術(shù)，從組織形態(tài)上進(jìn)行控制，獲得具有多層次的三態(tài)組織、細(xì)小的網(wǎng)籃組織等，從而一定程度提高了合金的綜合力學(xué)性能。

2.2.1 高低高低鍛造工藝

常規(guī)鍛造工藝和高低高低鍛造工藝如圖4和圖5所示。圖4為常規(guī)鍛造工藝示意圖，采用的溫度是從高到低鍛造。圖5可以看出高-低-高的鍛造工藝是完成開(kāi)坯鍛造后，在相變點(diǎn)以下鍛造1火次，然后加熱至相變點(diǎn)以上鍛造1火次后，再在相變點(diǎn)以下進(jìn)行溫度由高到低的鍛造。這兩種鍛造工藝對(duì)鈦合金組織和性能影響并不相同。

圖4 常規(guī)鍛造工藝示意圖Fig.4 Schematic diagram of common forging technology

圖5 高-低-高鍛造工藝示意圖Fig.5 Schematic diagram of high-low-high forging technology

杜予晅等[35]研究了常規(guī)鍛造工藝與“高-低-高”鍛造工藝對(duì)TA12A鈦合金大規(guī)格棒材組織和性能的影響規(guī)律，研究結(jié)果表明：采用“高-低-高”鍛造工藝獲得的棒材較常規(guī)鍛造工藝，其顯微組織中的初生α相等軸化程度高，棒材各部分的顯微組織差異性更小，均勻性更好, 如圖6所示。

董潔等[36-37]對(duì)Ti-1023進(jìn)行兩種不同的鍛造工藝進(jìn)行鍛造，兩種工藝方案均采用鑄錠開(kāi)坯墩拔和“高低高”鍛造工藝，成品鍛造時(shí)兩相區(qū)鍛造變形量越大，性能更能滿足要求。橫縱向顯微組織差異小，且α相等軸化程度高。這是由于鈦合金的組織具有遺傳性，在兩相區(qū)變形量不充分的情況下，連續(xù)的晶界不能斷開(kāi)，變形僅發(fā)生在晶粒內(nèi)部，這就導(dǎo)致晶粒和晶粒中初生α相的大小、方向和多少存在明顯的差異，顯微組織從中心到邊部嚴(yán)重不均勻。變形量充足時(shí)，顯微組織明顯細(xì)化，均勻性好。

2.2.2 鍛后水冷技術(shù)

鍛后水冷方式在高強(qiáng)韌鈦合金中得到應(yīng)用，水冷有形變熱處理的作用，細(xì)化組織又有利于提高工藝塑性。水冷提高過(guò)冷度，增加結(jié)晶核心，在隨后的熱處理過(guò)程中，為熱處理相變提供了驅(qū)動(dòng)力，為馬氏體向條狀α相轉(zhuǎn)變提供了大量結(jié)晶核心，從而改變了β相的析出機(jī)制（由空冷條件下的感生形核變?yōu)楠?dú)立形核方式），得到混亂交織的條狀α相和次生α相。細(xì)化合金組織，獲得多層次顯微組織，一定程度滿足高強(qiáng)韌鈦合金對(duì)組織的特殊要求。

另外，鍛后采用水冷，可明顯減輕β斑。原因是根據(jù)位錯(cuò)理論，晶體發(fā)生形變可使位錯(cuò)密度提高5～6個(gè)數(shù)量級(jí)，而原子沿著位錯(cuò)畸變區(qū)進(jìn)行遷移要比晶內(nèi)容易。水冷儲(chǔ)存的畸變能能加速擴(kuò)展過(guò)程的進(jìn)行，使Fe偏析均勻化，從而減輕β斑。

2.2.3 近 β 鍛造

20世紀(jì)80年代周義剛等[38-39]提出了近β鍛造工藝?yán)碚?，即β相變點(diǎn)以下 10～20 ℃鍛造，鍛造后采用快速水冷，輔以高溫韌化+低溫強(qiáng)化處理，獲得約含20%的等軸α相50%～60%的片狀α相構(gòu)成的網(wǎng)籃和β相轉(zhuǎn)變基體組成的三態(tài)組織。等軸α相是坯料加熱未超過(guò)相變點(diǎn)而被保留下來(lái)的；一定寬長(zhǎng)比的條狀α相是變形及冷卻產(chǎn)生的次生α相在均勻化和高溫處理時(shí)進(jìn)一步聚集長(zhǎng)大形成的。由于變形后采用快速水冷，保留了大量的晶體缺陷，因而結(jié)晶核心多，條狀α相和轉(zhuǎn)變?chǔ)孪嗷w中的魏氏α相尺寸細(xì)小、無(wú)固定方式排列且呈網(wǎng)籃狀交織[40]。魏氏α相的斷裂韌度和抗蠕變能力好，一定含量的初生α相又使材料保持良好的塑性，可獲得強(qiáng)度-塑性-韌性的最佳匹配。表2為不同組織形態(tài)對(duì)應(yīng)的力學(xué)性能。表中可以看出，三態(tài)組織與其他幾種組織相比，具有更為優(yōu)異的力學(xué)性能。

圖6 TA12A 的顯微組織[35] （a）常規(guī)鍛造;（b）高-低-高鍛造Fig.6 Microstructures of TA12A[35] （a）common forging technology;（b）high-low-high forging

表2 不同組織形態(tài)對(duì)應(yīng)的力學(xué)性能Table2 Corresponding mechanical properties for different microstrutures

3 結(jié)束語(yǔ)

隨著鈦合金越來(lái)越多的應(yīng)用于各個(gè)領(lǐng)域，鈦合金鍛造工藝作為鈦合金重要的加工手段，也將在鈦合金的生產(chǎn)中變得越來(lái)越重要。由于我國(guó)的鈦合金加工起步較晚，跟國(guó)外發(fā)達(dá)國(guó)家還有不少的差距。

目前，對(duì)于鈦合金熱加工方面的研究更多的是關(guān)于熱加工工藝參數(shù)對(duì)組織的影響以及片層組織球化機(jī)理，對(duì)具體工藝過(guò)程與組織的內(nèi)在關(guān)聯(lián)的研究相對(duì)較少。對(duì)于鍛造工藝，更多的是關(guān)注多火次鍛造最終獲得的細(xì)化晶粒的結(jié)果，而具體工藝過(guò)程與晶粒細(xì)化程度的關(guān)系研究比較少，尤其是缺乏從微觀層次系統(tǒng)闡明不同熱加工工藝帶來(lái)的組織遺傳行為與隨后的熱處理對(duì)組織調(diào)控的內(nèi)在關(guān)聯(lián)的研究。因此，熱加工過(guò)程中的組織遺傳行為是未來(lái)研究中的一個(gè)重要方向。