艦船用Ti70鈦板熱成型組織性能

鈦合金具有比強度高、韌性好、焊接性能好和耐腐蝕等眾多優點，很好地滿足了艦船材料所需的主要特性，完全具備艦船材料所要求的耐蝕、耐久、牢固、可靠和穩定等各種特殊性能要求[1]。因此，鈦合金被譽為“海洋金屬”，是海洋工程最有前途的金屬材料之一[2-3]。艦船往往體型較大，所需材料用量很大，鈦合金高昂的成本限制了其在艦船領域的規?；瘧?。中船725所與701所、寶雞鈦業股份有限公司合作研制了低成本的Ti70鈦合金，這種針對艦船應用的鈦合金是在俄羅斯TA16的基礎上，通過添加廉價的Fe作為合金元素，調整Al、Zr含量，開發而成的近α中強鈦合金，為鈦合金在海洋領域的大規模應用提供了有利條件。

Ti70研制之初就被定位為船用結構材料，通常軋制為薄板作為結構件的殼板使用[4-5]。隨后，經過冷成型/熱成型、焊接和校型，得到最終產品。目前，雖然Ti70已經得到規?；瘧茫怯捎趯ζ錈岢尚托阅苎芯枯^少，導致成型曲面復雜程度受限，進而限制了Ti70的應用。探究4mm厚Ti70板材的熱成型性能，結合組織演變規律對力學性能的影響，進而實現組織對力學性能的調控，擴大Ti70的應用范圍及規模。

1、試驗材料及方法

試驗所用4mm厚Ti70鈦板材由雙瑞精鑄生產，采用交叉換向軋制方式在α+β兩相區經過2個火次軋制而成，軋制后并進行成品退火熱處理。成分見表1。

鈦合金彈性模量大，成型后易反彈，通常需要熱成型，熱成型溫度與變形量成正比。為探究Ti70板材的熱成型性能，使用模具對Ti70板材進行中、高溫成型：650℃、850℃熱成型。利用ZEISSObserver.Zlm金相顯微鏡、SU8000掃描電鏡和JEM-2100透射電鏡對熱成型后板材的橫截面（TD-ND面，RD為縱向，TD為橫向，ND為法向）進行組織觀察。利用SINTECH20/G材料試驗機對板材橫向試樣進行室溫拉伸性能檢測，室溫拉伸試驗按GB/T228.1—2010《金屬材料拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》進行，采用P7試樣，每個位置取2個試樣，取平均值。利用ZBC2302-C擺錘式沖擊試驗機對板材縱向試樣進行低溫沖擊性能檢測，沖擊性能測試按照GB/T229—2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》標準進行，試驗溫度-40℃，每組3個試樣，取平均值。

2、試驗結果及討論

2.1力學性能

原始Ti70軋制板材的抗拉強度（Rm）和屈服強度（RP0.2）分別為746MPa和677MPa，延伸率（δ）為22.5%，沖擊功KV2為12J。圖1為熱成型前后的力學性能，從圖1中可以看出，650℃熱成型后，屈服強度為556MPa，與原始軋板相比下降了18%，抗拉強度為708MPa，并未發生明顯下降，延伸率為19.5%，與原始軋板相比下降了13%，沖擊功為15J，與原始軋板相比增加了25%；850℃熱成型后，屈服強度為523MPa，與原始軋板相比下降了23%，抗拉強度為641MPa，與原始軋板相比下降了11%，延伸率為18.5%，與原始軋板相比下降了18%，但是沖擊功卻達到了53J，是原始軋板的4.4倍。隨著熱成型溫度的提高，大致呈現出強度下降、塑性上升的趨勢。強度與延伸率的下降很有可能是晶粒長大、加工硬化造成的，850℃熱成型后沖擊功的大幅增長可能是內部微觀組織發生了較為明顯的改變。

2.2顯微組織

RD-TD面內的組織狀況如圖2所示。650℃成型時，顯微組織是α相+β相，α相形狀不規則、尺寸不均勻，β相尺寸較小，點狀分布；850℃成型時，α相變得粗大，出現聯合長大現象，晶界斷斷續續，形狀變得規則，等軸度更高，β相明顯減少，除零星點狀分布外，局部出現明顯粗化且縱橫比較大的片狀β相。

TD-ND面內的組織狀況如圖3所示。650℃成型時，軋板層間α相呈條狀分布，其中夾雜著點狀β相，并未明顯改變原始軋板的組織狀況[6-8]；850℃成型時，在板材內部出現了等軸α相與片狀β相分層排布的狀況，初生α相發生了明顯的聯合長大現象，片狀β相方向不統一，組織明顯粗化。Ti70的相變點為940~955℃[7]，雖然850℃未達到相變點，但是在成型過程中，溫度和較大的變形量共同促進了α相向β相的轉化，可以清晰地看到部分α相仍處于向β相轉化的過程中（如虛線框內所示），α相晶界清晰可見，內部片狀β相已見雛形。

在透射電鏡下發現了更加細微的差別，如圖4所示。圖4（a）是沿α相晶帶軸看到的電子衍射花樣，圖4（b）是沿β相[001]晶帶軸看到的電子衍射花樣。650℃成型時，位錯主要集中在α相內，β相內位錯不明顯；850℃成型時，α相內位錯明顯減少，β相內部并伴隨有細層片狀次生α相的析出。

由于織構的存在，以及軋制后冷卻過程中表層與內部冷卻溫度及冷卻速率的不同，導致RD-TD面、TD-ND面組織的差異。650℃成型時，顯微組織是α相+點狀β相，平行于軋制方向的層內α相近似等軸，尺寸不均勻，層間α相取向明顯，組織與原始軋板相比并未發生明顯改變。850℃成型后，組織變得粗大，晶體取向發生明顯變化，層內、層間初生α相都是等軸狀，β相數量明顯增多、縱橫比變大及內部有細層片狀次生α相析出。這種組織形貌直接決定了材料的性能。

1）晶粒尺寸變得粗大，等軸化程度也明顯改善，這在一定程度上降低了室溫強度，并使得塑性性能略有提高。

2）初生α相聯合長大后，晶界會變得斷斷續續，這種顯微形貌通常會使抗拉強度大幅降低，但會明顯改善材料的沖擊韌性[9]。

3）晶間β相可以減少初生α相內部的應力集中，減少裂紋的出現，裂紋產生后，晶界處縱橫比較大的β相導致裂紋擴展方向持續發生改變，裂紋擴展獲得了更多的延伸路徑，從而吸收了更多的裂紋擴展功能量，因此沖擊性能很高[10-13]。

4）β相中析出的細層片狀次生α相呈現出非常細密、相互交織和纏繞的形貌特征，這種組織形貌對鈦合金具有非常明顯的強化效果，可以阻滯和偏轉裂紋擴展途徑[10，12]。另外，β相轉變組織中片層狀α相的增厚可以明顯提升沖擊韌性性能。

3、結論

1）熱成型過程中，晶粒變得粗大導致強度下降，等軸程度得到提高，導致塑性得到一定程度的改善。

2）650℃成型時，顯微組織是α相+點狀β相，層內α相等軸程度不高，層間α相保持原有取向，組織與原始軋板相比并未發生明顯改變，強度下降，塑性得到提高。

3）850℃熱成型時，組織明顯粗化，層內、層間初生α相都是等軸狀，β相數量明顯增多、縱橫比變大及內部有細層片狀次生α相析出。晶間縱橫比較大的β相、β相內析出的細層片狀次生α相使得板材沖擊韌性大幅提高，沖擊功從12J變為53J，達到了原始軋板的4.4倍。

參考文獻

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