高強韌鈦合金熱加工技術與顯微組織

王 歡, 趙永慶, 辛社偉, 周 偉, 李 倩, 張思遠

（1.西北工業大學 凝固技術國家重點實驗室，西安 710072；2.西北有色金屬研究院，西安 710016）

鈦合金有比強度大、耐蝕性好、耐熱性高等特點，是性能優異的航空結構材料，在國防軍工和國民經濟中有著廣泛的用途。隨著長壽命結構件用鈦合金損傷容限設計理念的發展，合金強度與韌性的良好匹配需求日益迫切，世界各國競相發展了抗拉強度在 1000 MPa 以上同時又具備 55 MPa·m1/2以上斷裂韌度的鈦合金，即高強韌鈦合金。要求鈦合金達到強度、塑性、斷裂韌度、疲勞裂紋擴展速率的良好匹配。因為強度與塑形，強度與韌性之間存在著矛盾，為解決強度–塑性–韌性之間的矛盾，達到優異的綜合性能，需要在傳統的組織結構之上構造出多層次的、“折中”的顯微組織，需要在合金成分控制、熱機械加工和熱處理方面進行深入研究。

1 國內外高強韌鈦合金研究現狀

高強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當量為5.6，強度為 1100 MPa，斷裂韌度為 70 MPa·m1/2；第二類是近β亞穩β鈦合金，代表合金為Ti1023、BT22、Ti15～3、Ti5553 等，Mo 當量為 9～13，強度為 1200 MPa，斷裂韌度為 50～80 MPa·m1/2，如表 1[1-14]所示。一般來講，高強韌鈦合金主要是以近β亞穩β鈦合金為主。

圖1為幾種典型的高強韌鈦合金強度與塑形，強度與韌性之間的矛盾關系。通過改變熱加工工藝參數，構造不同組織模式，分別對應不同的力學性能。可以看出，對于高強韌鈦合金，隨著強度的提高，塑性、斷裂韌度均呈現降低的趨勢。實際應用中，高強韌鈦合金需要同時滿足高強度、大塑性和高韌性的綜合力學性能要求，這些性能對組織結構的要求很難協調[15]。通過研究高強韌鈦合金熱加工工藝的鍛造變形、動態再結晶和靜態再結晶等，構造多層次的、“折中”的顯微組織，進而提高合金的綜合力學性能。

2 熱加工工藝對顯微組織結構影響

高強韌鈦合金的主要熱加工方式是鍛造[16]。鍛造的技術基礎是反復加熱和鐓拔，通過合金組織靜態和動態再結晶，細化晶粒并調控合金的組織形態。

影響高強韌鈦合金鍛造的參數主要有：變形溫度、變形量和鍛后冷卻速率等。變形溫度的設定是控制合金組織形態的關鍵因素，涉及合金變形過程中的動態（變形過程）和靜態（加熱保溫過程）再結晶過程。變形溫度在Tβ以上時，主要發生β晶粒的動態再結晶，熱加工核心是細化β晶粒。變形溫度在Tβ以下時，主要發生α相的球化。變形量是控制合金組織細化的關鍵因素，同樣涉及合金動態和靜態再結晶過程[17-18]。鍛后的冷卻方式可以有效地對鍛造細化晶粒效果進行補充。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相的析出和長大，細化合金組織，獲得多層次顯微組織結構，得到混亂交織的條狀初生α、魏氏α，一定程度滿足高強韌鈦合金對組織的特殊要求。

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

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

2.1 細化晶粒

對于高強韌鈦合金來說，分別以近β亞穩β鈦合金（Ti5553，Ti55531，TB5，TB6，TB8 等）及富β兩相合金（如TC21）為典型。

對于近 β亞穩 β鈦合金（Ti5553，Ti55531，TB5，TB6，TB8等），鍛造過程中細化晶粒的核心是細化β晶粒，β晶粒的細化主要通過熱變形過程中的動態再結晶[19]。而對于富β兩相合金（如TC21），Mo當量較低，鍛造過程中細化晶粒的核心是α相的球化。

2.1.1 近β亞穩β鈦合金鍛造過程中β晶粒的細化

研究表明，合金在β熱變形過程中主要存在兩類形核位置：原始β晶界附近及β晶粒內部[20]。相應地存在兩類動態再結晶機制：不連續動態再結晶和連續動態再結晶[21]。歐陽德來等[22]通過研究TB6鈦合金發現（圖 2）：在較高應變速率（≥ 0.01 s–1）的熱變形過程中，以不連續動態再結晶機制為主，通過原始晶界弓彎機制形成，動態再結晶發生的程度較低，不能通過此機制使組織獲得明顯細化，微觀形態表現為“項鏈”組織，如圖2（a）所示。在低應變速率（≤ 0.001 s–1）和高變形溫度（≥ 950 ℃）熱變形時，以連續動態再結晶機制為主，此時，合金動態再結晶晶粒直接由亞晶轉變而成，組織均勻、細小，如圖 2（b）所示。

2.1.2 富β兩相鈦合金鍛造過程中α相的球化

對于富β兩相合金來說，Mo當量較低，鍛造過程中細化晶粒的核心是α相的球化。由于鈦合金片層組織有頑強的遺傳性，α和β相保持一定的取向關系，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定。要實現片層組織的球化，就必須降低界面能的這種各向異性，僅通過熱處理不能使片狀組織發生明顯球化。如張寶昌等[23]用熱處理方法對 TC11，TC6，TC4，IMI679 鈦合金的粗大魏氏組織細化，將四種合金自β相區淬火，α+β相區循環退火7～10次，僅僅引起少量α相聚集，或是在個別晶粒內發現α相片狀分裂成更短晶體，不能球化。

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

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

變形溫度及應變速率對片層組織球化的影響比較復雜，對不同的鈦合金片層組織球化的影響不盡相同。 周軍等[26]發現Ti-17合金的片狀α相球化程度隨應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TC11合金的片狀組織在高溫變形中的球化機理進行了研究，結果表明，變形溫度越高越有利于等軸化的進行，而應變速率對等軸化的影響比較復雜;應變速率過高或過低，都不利于等軸化的進行。

原始魏氏組織晶粒尺寸的大小對組織球化率及球化速率也有影響。Semiatin和Seetharaman[28-29]對晶粒尺寸分別為100 μm和500 μm的Ti-6A1-4V合金的魏氏體組織球化規律進行了研究，結果發現，在相同的真應變0.5時，晶粒大小為500 μm的組織球化率為40%，而晶粒大小為100 μm的組織球化率達到90%，即細晶β組織能夠提高組織球化率。門菲等[30]發現在相同的變形條件下，TC11合金細片層組織的球化程度大于粗片層組織的球化程度，在應變量為0.55時粗片層組織發生部分球化，而細片層組織已經完全球化，形成細小均勻的等軸組織。

2.1.3 富β兩相鈦合金鍛造過程中的球化模型及機理

各國科研工作者提出了很多組織球化機制模型，主要有: 晶界分離模型[31]，板條剪切球化模型[32],片狀結構末端物質遷移模型[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]用片狀結構末端物質遷移模型解釋靜態球化過程，并認為該模型是重要的靜態球化機制模型。而板條剪切球化模型的球化過程是一種典型的動態再結晶過程。

幾種典型的球化機制模型機理類似，微觀過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，片層內晶界及晶界滑動導致大片層解體為若干個小片層，最終小片層球化。如圖3所示。

圖2 TB6 微觀組織圖 （a）不連續動態再結晶;（b）連續動態再結晶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變過程很復雜，主要表現為α相的變形和β相的變形。α相的變形是通過滑移和孿晶化的途徑發生；而β相中則更容易發生動態多邊形化和動態再結晶。這些過程連續或同時進行并互相制約[34]。變形初始階段，在一個或兩個相中以孿晶、亞晶粒和晶粒邊界形式出現由變形產生的缺陷；這些高能量微觀缺陷的出現，降低了片層的穩定性。一方面可以使變形沿著亞晶界進行滑動，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，進而在濃度梯度的驅動下使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變過程包括：變形過程、孿晶化過程、動態多邊形化和動態再結晶、α相和β相的球化和粗化等過程，這些過程連續或同時進行并互相制約。其中，α相的變形是通過滑移和孿晶化的途徑發生；而β相中則更容易發生動態多邊形化和動態再結晶。組織球化過程大致分為以下三個階段：（1）片層組織發生不完全動態再結晶形成項鏈組織；（2） α和β相相互楔入片層內晶界以及晶界滑動導致大片層解體為若干小片層；（3）小片層的球化。

2.2 組織形態的調控

鈦合金鍛造的技術基礎是反復的加熱和鐓拔，通過合金組織的靜態和動態再結晶，細化合金的組織；同時，通過控制鈦合金鍛造過程中的鍛造溫度，控制合金的相變形式而構造所需要的組織形態。鈦合金的鍛造是合金組織形態的搭建、構造合金組織最關鍵的環節。

根據鈦合金鍛造工藝參數和組織演化的特點，鈦合金的鍛造過程可以分為三個階段：開坯鍛造階段、改鍛階段、成品鍛階段。開坯鍛造溫度較高，遠高于合金的相變點。改鍛階段的加熱溫度、保溫時間和變形方式多種多樣，主要包括常規鍛造，高-低-高鍛造等。成品鍛階段主要決定材料的組織形態，主要是通過控制鍛造溫度來實現。

典型的鈦合金組織形態包括等軸組織、片狀組織、雙態組織和網籃組織。等軸組織主要在兩相區鍛造得到，有較高的強度、塑性，尤其是斷面收縮率較高，但韌性比片狀組織的稍低些。雙態組織主要在兩相區上部加熱變形得到，與等軸組織相比具有較好的拉伸塑性和微裂紋擴展抗力。網籃組織塑性、疲勞等綜合性能很好。片狀組織在β相區加熱變形得到，塑性較低, 但斷裂韌度和疲勞裂紋擴展速率比等軸組織高得多。加工過程中，為協調組織結構與各種性能之間的矛盾，獲得一種“折中”的顯微組織結構和良好的綜合力學性能，國內外學者提出了“高-低-高鍛造”、“鍛后水冷”、“近β鍛造”等技術，從組織形態上進行控制，獲得具有多層次的三態組織、細小的網籃組織等，從而一定程度提高了合金的綜合力學性能。

2.2.1 高低高低鍛造工藝

常規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坯鍛造后，在相變點以下鍛造1火次，然后加熱至相變點以上鍛造1火次后，再在相變點以下進行溫度由高到低的鍛造。這兩種鍛造工藝對鈦合金組織和性能影響并不相同。

圖4 常規鍛造工藝示意圖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]研究了常規鍛造工藝與“高-低-高”鍛造工藝對TA12A鈦合金大規格棒材組織和性能的影響規律，研究結果表明：采用“高-低-高”鍛造工藝獲得的棒材較常規鍛造工藝，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Ti-1023進行兩種不同的鍛造工藝進行鍛造，兩種工藝方案均采用鑄錠開坯墩拔和“高低高”鍛造工藝，成品鍛造時兩相區鍛造變形量越大，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，在兩相區變形量不充分的情況下，連續的晶界不能斷開，變形僅發生在晶粒內部，這就導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重不均勻。變形量充足時，顯微組織明顯細化，均勻性好。

2.2.2 鍛后水冷技術

鍛后水冷方式在高強韌鈦合金中得到應用，水冷有形變熱處理的作用，細化組織又有利于提高工藝塑性。水冷提高過冷度，增加結晶核心，在隨后的熱處理過程中，為熱處理相變提供了驅動力，為馬氏體向條狀α相轉變提供了大量結晶核心，從而改變了β相的析出機制（由空冷條件下的感生形核變為獨立形核方式），得到混亂交織的條狀α相和次生α相。細化合金組織，獲得多層次顯微組織，一定程度滿足高強韌鈦合金對組織的特殊要求。

另外，鍛后采用水冷，可明顯減輕β斑。原因是根據位錯理論，晶體發生形變可使位錯密度提高5～6個數量級，而原子沿著位錯畸變區進行遷移要比晶內容易。水冷儲存的畸變能能加速擴展過程的進行，使Fe偏析均勻化，從而減輕β斑。

2.2.3 近 β 鍛造

20世紀80年代周義剛等[38-39]提出了近β鍛造工藝理論，即β相變點以下 10～20 ℃鍛造，鍛造后采用快速水冷，輔以高溫韌化+低溫強化處理，獲得約含20%的等軸α相50%～60%的片狀α相構成的網籃和β相轉變基體組成的三態組織。等軸α相是坯料加熱未超過相變點而被保留下來的；一定寬長比的條狀α相是變形及冷卻產生的次生α相在均勻化和高溫處理時進一步聚集長大形成的。由于變形后采用快速水冷，保留了大量的晶體缺陷，因而結晶核心多，條狀α相和轉變β相基體中的魏氏α相尺寸細小、無固定方式排列且呈網籃狀交織[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，可獲得強度-塑性-韌性的最佳匹配。表2為不同組織形態對應的力學性能。表中可以看出，三態組織與其他幾種組織相比，具有更為優異的力學性能。

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

表2 不同組織形態對應的力學性能Table2 Corresponding mechanical properties for different microstrutures

3 結束語

隨著鈦合金越來越多的應用于各個領域，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中變得越來越重要。由于我國的鈦合金加工起步較晚，跟國外發達國家還有不少的差距。

目前，對于鈦合金熱加工方面的研究更多的是關于熱加工工藝參數對組織的影響以及片層組織球化機理，對具體工藝過程與組織的內在關聯的研究相對較少。對于鍛造工藝，更多的是關注多火次鍛造最終獲得的細化晶粒的結果，而具體工藝過程與晶粒細化程度的關系研究比較少，尤其是缺乏從微觀層次系統闡明不同熱加工工藝帶來的組織遺傳行為與隨后的熱處理對組織調控的內在關聯的研究。因此，熱加工過程中的組織遺傳行為是未來研究中的一個重要方向。