李蒙 李曉燕 馬家琨 王新 王鼎春 張永強 王儉 葉文君 宋曉云

摘要：研究了22mm厚SP700鈦合金板軋制過程中的組織演變和力學性能。結果表明：SP700鈦合金板的顯微組織由不連續(xù)的晶界α相和晶內針狀組織組成：經(jīng)過熱軋和冷軋后，顯微組織不均勻，由等軸組織和變形組織組成，等軸組織由等軸α相和等軸β相組成，變形組織由條狀α相和變形β相組成;冷軋并退火后，顯微組織十分均勻，由等軸組織組成。室溫拉伸試驗結果表明：SP700鈦合金板冷軋后，抗拉強度達1 100MPa以上，縱橫向強度差為64MPa，伸長率為5.0%～6.5%，塑性差為0.17%。退火后，強度降低，塑性顯著提高;縱橫向強度差為69MPa，塑性差為6.84%。

關鍵詞：SP700鈦合金;顯微組織;力學性能

中圖分類號：TG 146文獻標志碼：A

鈦及鈦合金具有比強度高、耐腐蝕和耐高溫等優(yōu)點，被廣泛應用于航空航天、海洋工程和石油化工等領域。

超塑成形（superplastic forming，SPF）是十分重要的材料成形方法之一，通常與擴散焊接（diffusionbonding，DB）結合在一起，被稱為超塑成形一擴散焊接（SPF-DB）技術。在1971-1984年，美國羅克韋爾科學中心采用SPF-DB技術為B-1B轟炸機（圖1a）試制出了不同形狀的鈦合金零件（圖1b）。此后，SPF-DB技術成為航空領域中鈦合金零件重要的成形方式之一。飛機起落架艙門、發(fā)動機風扇葉片、發(fā)動機短艙、環(huán)境控制系統(tǒng)管道、防鳥撞和冰雹撞擊的翼型前緣、發(fā)動機檢修門、翼接人面板、高溫燃氣管道和貨艙地板等鈦合金零件都是采用SPF-DB方法成形的。

在鈦合金SPF方面，應用最多的材料是TC4鈦合金和SP700鈦合金，TC4鈦合金的SPF溫度比SP700鈦合金的高，成形過程中會出現(xiàn)顯著的組織粗化和表面氧化現(xiàn)象，同時模具的使用壽命短。SP700鈦合金是一種富β相的（α+β）兩相鈦合金，成分為Ti-4.5A1-3V-2Mo-2Fe，其設計原理是通過增加同晶型β相元素Mo，V和共析型穩(wěn)定元素Fe來降低相變點溫度，同時提高β相的擴散能力，使合金的SPF溫度降低。SP700鈦合金與TC4鈦合金相比，具有更高的強度和塑性、更優(yōu)異的疲勞性能、更好的冷熱加工性，冷加工率可達70%。SP700鈦合金能夠在很寬的時間和溫度范圍內進行熱處理，得到非常細小均勻的組織，從而獲得優(yōu)良的綜合性能，在770～800℃呈現(xiàn)超塑性，伸長率可達2000%。

鈦合金的組織有魏氏組織、網(wǎng)籃組織、雙態(tài)組織和等軸組織等四類。魏氏組織具有較高的斷裂韌性;網(wǎng)籃組織的塑性、蠕變抗力和高溫持久性等綜合性能好;雙態(tài)組織和等軸組織具有較高的強度、塑性和疲勞性能。對于超塑性鈦合金板，最理想的組織是細小的等軸組織，平均晶粒直徑≤10um，且沒有很強的織構。

基于此，本文以22mm厚SP700鈦合金板作為試驗材料，研究了熱軋、冷軋和退火過程中的組織演變，并對冷軋態(tài)和退火態(tài)的鈦合金板的力學性能進行了測試與分析。

1 試驗材料和方法

工藝路線：22mm厚SP700鈦合金板-一火軋制（變形量為68%）-二火軋制（變形量為57%）-退火一冷軋至厚1.2mm-退火。

SP700鈦合金板經(jīng)過冷軋后切取1.2mm×8mm×12mm的試樣，進行顯微組織觀察和退火處理。對拋光好的試樣進行腐蝕，腐蝕液的體積分數(shù)配比為5%HF+10%HNO_.+85%H₂O。

采用蔡司光學顯微鏡對試樣的顯微組織進行觀察。采用維氏硬度計對試樣進行硬度測試，加載載荷為1960μN，保載時間為15s。按照GB/T228.1-2010的要求對試樣進行室溫拉伸試驗。

2試驗結果

2.1顯微組織觀察

圖2為22mm厚SP700鈦合金板的顯微組織圖。從圖2中可以看到，板的縱截面和橫截面顯微組織均由晶界α相和晶內針狀組織組成，板組織中的晶界α相與魏氏組織中的晶界α相不同，魏氏組織中的晶界α相呈連續(xù)的網(wǎng)狀，而板的顯微組織中晶界α相是不連續(xù)的，這說明熱軋從β單相區(qū)跨越了兩相區(qū)，連續(xù)的晶界α相也經(jīng)歷了一定的變形，所以連續(xù)的晶界α相變成不連續(xù)的晶界α相。在β相晶粒內部，一部分針狀α相形成相互平行并貫穿整個β相晶粒的平直α相，而不同取向的平直α相相互交錯，構成網(wǎng)籃組織。

α相的析出過程是一個形核和長大的過程，與形核位置、合金成分和冷卻速度等條件密切相關。22mm厚SP700鈦合金板加熱到相變點以上溫度后一火軋制而成，隨后進行空冷。鈦合金的熱導率較低，即使空冷也需要很長的時間才能完全冷卻，空冷的速度較慢，產(chǎn)生的過冷度很小，優(yōu)先在晶界上形成α相;許多在晶界區(qū)的晶核從晶界向晶內生長，形成位向相同、相互平行的長條狀組織，構成平直的條狀α相。形核位置增多，相互平行的條狀α相數(shù)量減少，呈相互交錯狀。這種形核位置的增多可能與破碎的晶界α相和β相不均勻變形有關。

2.2顯微組織演變

2.2.1一火軋制前熱水冷卻后的顯微組織

圖3為22mm厚SP700鈦合金板一火軋制前進行熱水冷卻后的顯微組織圖。由圖3（a）和（c）可知，縱截面和橫截面的顯微組織均不均勻，出現(xiàn)了無α相存在的拉長β相，在β相晶粒內部沒有觀察到動態(tài)再結晶晶粒，但出現(xiàn)了水冷造成的淬火馬氏體組織。說明此區(qū)域相變點溫度較低，可能是因為β相穩(wěn)定元素含量較高。由圖3（b）和（d）可知，α相的形貌有沿縱向分布的長條狀、相互交錯的針狀以及等軸狀3種。SP700鈦合金相變點溫度為900℃左右，在880℃加熱時，顯微組織處于兩相區(qū)，會出現(xiàn)初生α相和β相，隨后熱水冷卻過程中β相晶粒內部會出現(xiàn)部分針狀α相，而平行于軋制方向的條狀α相是原始α相沒有完全回溶造成的。

圖4為SP700鈦合金無α相存在和有α相存在區(qū)域的維氏硬度。有α相存在區(qū)域的維氏硬度高于無α相存在區(qū)域的維氏硬度。在β相中分布的α相能夠起到第二相強化作用，使該區(qū)域的維氏硬度升高。

2.2.2一火軋制后的顯微組織

圖5為22mm厚SP700鈦合金板一火軋制后的顯微組織圖。從圖5（a）和（b）中可以看出，一火軋制后的合金板的顯微組織不均勻，由有α相和無α相存在的變形β相區(qū)域構成。從圖5（c）和（d）中可以看出，α相分為球狀、短棒狀和長條狀3種形貌，且短棒狀和長條狀α相沿著縱向或橫向分布。由圖5（e）和（f）可知，含有α相的β相的形貌分為長條狀和等軸狀兩種。

2.2.3二火軋制后的顯微組織

圖6為22mm厚SP700鈦合金板二火軋制后的顯微組織圖。從圖6（a）中可以看出，二火軋制后板的縱截面的顯微組織不均勻，由等軸區(qū)和變形區(qū)構成。從圖6（b）中可以看出，等軸區(qū)的顯微組織由等軸α相和等軸β相組成;從變形區(qū)的顯微組織中也可以觀察到變形α相及其內部的條狀α相。從圖6（c）和（d）中可以看出，SP700鈦合金板的橫截面顯微組織比較均勻，基本由等軸α相和等軸β相組成。

2.2.4冷軋前退火后的顯微組織

圖7為4.0mm厚SP700鈦合金板經(jīng)過760℃x45min退火空冷后的縱截面的顯微組織圖。從圖7中可以看出，退火后，4.0mm厚SP700鈦合金板的縱截面的顯微組織仍然不均勻，由等軸組織和變形組織構成。

2.2.5冷軋后的顯微組織

圖8為1.2mm厚SP700鈦合金板的顯微組織圖。從圖8（a）和（b）中可以看出，SP700鈦合金板冷軋至厚1.2mm后的顯微組織由等軸組織和變形組織組成，且兩種組織都十分均勻。等軸組織由等軸α相和等軸β相組成，變形組織由變形β相和條狀α相組成。

2.2.6冷軋并退火后的顯微組織

圖9為1.2mm厚SP700鈦合金板冷軋并退火后的顯微組織圖。從圖9中可以看出，退火后，SP700鈦合金板的顯微組織由等軸組織組成。

3力學性能

22mm厚SP700鈦合金板冷軋態(tài)及冷軋并退火后的室溫力學性能見表1。冷軋后，鈦合金板的抗拉強度達1100MPa，室溫塑性為5.0%-6.5%，縱橫向強度差為63MPa，塑性差為0.17%。冷軋并退火后，抗拉強度降低，塑性顯著提高，縱橫向強度差為69MPa，塑性差為6.84%。

4結論

（1）SP700鈦合金板縱橫向顯微組織均由不連續(xù)的晶界α相和晶內針狀組織組成。

（2）SP700鈦合金板一火軋制后，顯微組織不均勻?？v向和橫向顯微組織中出現(xiàn)了無α相存在的β相，且β相沿著軋制方向分布，內部沒有明顯的動態(tài)再結晶晶粒，α相形貌有沿縱向分布的長條狀、相互交錯的針狀以及等軸狀3種。顯微組織可以分為有α相區(qū)域和無α相存在的變形β相區(qū)域，α相分為球狀、短棒狀和長條狀3種形貌，變形B相形貌分為長條狀和等軸狀兩種。

（3）SP700鈦合金板二火軋制后的縱向顯微組織也不均勻，由等軸組織和變形組織構成。等軸組織由等軸的α相和等軸的β相構成;變形組織由拉長的β相及條狀α相組成。橫向顯微組織比較均勻，基本由等軸的α相和等軸的β相組成。退火后，縱向顯微組織仍然不均勻。

（4）SP700鈦合金板冷軋后，顯微組織由等軸組織和變形組織組成。等軸組織由等軸α相和β相組成，變形組織由變形β相和條狀α組成;退火后，顯微組織由等軸組織組成。

（5）SP700鈦合金板冷軋后，抗拉強度達1 1 00MPa，室溫塑性為5.0%～6.5%;縱橫向抗拉強度差為64MPa，塑性差為0.17%。冷軋并退火后，抗拉強度降低，塑性顯著升高;縱橫向抗拉強度差為69MPa，塑性差為6.84%。