李 博，史新鑫，齊風華，田德厚，張玉國，王照國

（中國船舶重工集團公司第七二五研究所（洛陽船舶材料研究所），河南 洛陽 471000）

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(yōu)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(wěn)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(lǐng)域的規(guī)?；瘧?yīng)用。中船725 所與701 所、寶雞鈦業(yè)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(yīng)用的鈦合金是在俄羅斯TA16 的基礎(chǔ)上，通過添加廉價的Fe 作為合金元素，調(diào)整Al、Zr 含量，開發(fā)而成的近α 中強鈦合金，為鈦合金在海洋領(lǐng)域的大規(guī)模應(yīng)用提供了有利條件。

Ti70 研制之初就被定位為船用結(jié)構(gòu)材料，通常軋制為薄板作為結(jié)構(gòu)件的殼板使用[4-5]。隨后，經(jīng)過冷成型/熱成型、焊接和校型，得到最終產(chǎn)品。目前，雖然Ti70 已經(jīng)得到規(guī)模化應(yīng)用，但是由于對其熱成型性能研究較少，導致成型曲面復雜程度受限，進而限制了Ti70 的應(yīng)用。探究4 mm 厚Ti70 板材的熱成型性能，結(jié)合組織演變規(guī)律對力學性能的影響，進而實現(xiàn)組織對力學性能的調(diào)控，擴大Ti70 的應(yīng)用范圍及規(guī)模。

1 試驗材料及方法

試驗所用4 mm 厚Ti70 板材由雙瑞精鑄生產(chǎn)，采用交叉換向軋制方式在α+β 兩相區(qū)經(jīng)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。

表1 板材的化學成分 wt·%-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ZEISS Observer.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/T 228.1—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?jīng)_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/T 229—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(jié)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746 MPa 和677 MPa，延伸率（δ）為22.5%，沖擊功KV2 為12 J。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556 MPa，與原始軋板相比下降了18%，抗拉強度為708 MPa，并未發(fā)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15 J，與原始軋板相比增加了25%；850 ℃熱成型后，屈服強度為523 MPa，與原始軋板相比下降了23%，抗拉強度為641 MPa，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53 J，是原始軋板的4.4 倍。隨著熱成型溫度的提高，大致呈現(xiàn)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(nèi)部微觀組織發(fā)生了較為明顯的改變。

圖1 熱成型前后的力學性能

2.2 顯微組織

RD-TD 面內(nèi)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(guī)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(xiàn)聯(lián)合長大現(xiàn)象，晶界斷斷續(xù)續(xù)，形狀變得規(guī)則，等軸度更高，β 相明顯減少，除零星點狀分布外，局部出現(xiàn)明顯粗化且縱橫比較大的片狀β 相。

圖2 熱成型后RD-TD 面內(nèi)微觀組織

TD-ND 面內(nèi)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(nèi)部出現(xiàn)了等軸α 相與片狀β 相分層排布的狀況，初生α 相發(fā)生了明顯的聯(lián)合長大現(xiàn)象，片狀β相方向不統(tǒng)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(zhuǎn)化，可以清晰地看到部分α 相仍處于向β 相轉(zhuǎn)化的過程中（如虛線框內(nèi)所示），α 相晶界清晰可見，內(nèi)部片狀β 相已見雛形。

圖3 熱成型后TD-ND 面內(nèi)微觀組織

在透射電鏡下發(fā)現(xiàn)了更加細微的差別，如圖4 所示。圖4（a）是沿α 相[1ˉ21ˉ6]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(nèi)，β 相內(nèi)位錯不明顯；850 ℃成型時，α 相內(nèi)位錯明顯減少，β 相內(nèi)部并伴隨有細層片狀次生α 相的析出。

圖4 熱成型后透射電鏡下的微觀組織

由于織構(gòu)的存在，以及軋制后冷卻過程中表層與內(nèi)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(nèi)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(fā)生明顯改變。850 ℃成型后，組織變得粗大，晶體取向發(fā)生明顯變化，層內(nèi)、層間初生α 相都是等軸狀，β 相數(shù)量明顯增多、縱橫比變大及內(nèi)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(lián)合長大后，晶界會變得斷斷續(xù)續(xù)，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(nèi)部的應(yīng)力集中，減少裂紋的出現(xiàn)，裂紋產(chǎn)生后，晶界處縱橫比較大的β相導致裂紋擴展方向持續(xù)發(fā)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(xiàn)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(zhuǎn)裂紋擴展途徑[10，12]。另外，β 相轉(zhuǎn)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(jié)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(nèi)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(fā)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(nèi)、層間初生α 相都是等軸狀，β 相數(shù)量明顯增多、縱橫比變大及內(nèi)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(nèi)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12 J 變?yōu)?3 J，達到了原始軋板的4.4 倍。