TA22鈦合金是一種我國(guó)自主研發(fā)的近α型鈦合金，其名義成分為T(mén)i-3Al-1Mo-1Ni-1Zr，該合金具有較高的塑韌性，中溫?zé)釓?qiáng)性和高溫持久性，同時(shí)具有良好的抗腐蝕性，可長(zhǎng)期使用于海洋鹽霧環(huán)境中，在艦船、海洋工程、化工等方面有廣泛的應(yīng)用前景。其加工性能良好，可采用常規(guī)鍛造、擠壓、軋制等方法加工成棒、餅、環(huán)、板等產(chǎn)品。目前，在多批次TA22鈦合金鍛棒和鍛件的工業(yè)化生產(chǎn)中，發(fā)現(xiàn)其室溫拉伸塑性和室溫沖擊性能均不能穩(wěn)定滿足標(biāo)準(zhǔn)的要求。為解決實(shí)際問(wèn)題，優(yōu)化產(chǎn)品鍛造生產(chǎn)工藝，有必要系統(tǒng)研究TA22鈦合金的鍛造生產(chǎn)工藝、熱處理制度以及組織與力學(xué)性能之間的匹配關(guān)系，以達(dá)到指導(dǎo)同類產(chǎn)品實(shí)際生產(chǎn)的目的。

1、試驗(yàn)材料

試驗(yàn)選用我公司經(jīng)兩次VAR熔煉生產(chǎn)的TA22鈦合金鑄錠，鑄錠直徑為φ710mm，其化學(xué)成分如表1所示。經(jīng)金相法測(cè)定，其α+β/β相轉(zhuǎn)變點(diǎn)為：945℃。

表1 試驗(yàn)用TA22合金錠化學(xué)成分（wt%）

2、試驗(yàn)方法

試驗(yàn)采用兩種鍛造工藝鍛制φ150mm的成品棒材，具體方案如表2所示。工藝A為原生產(chǎn)工藝，鑄錠開(kāi)坯后在β相區(qū)經(jīng)2火次拔長(zhǎng)鍛造，α+β相區(qū)在β-(40～50)℃下經(jīng)3～5火次拔長(zhǎng)鍛造，鍛制成φ160～φ170mm棒坯；工藝A在β相區(qū)鍛比累積大于6.5，α+β相區(qū)鍛比累積大于6。工藝B為優(yōu)化后生產(chǎn)工藝，鑄錠開(kāi)坯后在β相區(qū)經(jīng)2火次大變形鐓拔鍛造，α+β相區(qū)在β-(30～40)℃下經(jīng)1火次鐓拔鍛造和3～5火次拔長(zhǎng)鍛造，鍛制成φ160～φ170mm棒坯。工藝B在β相區(qū)鍛比累積大于14，α+β相區(qū)鍛比累積大于10。棒坯機(jī)加去除氧化皮和表面缺陷后得到φ150mm成品棒材。

表2 TA22合金棒材鍛造工藝方案

在成品棒材頭部切取φ150mm×25mm橫向樣片，以觀察棒材的R態(tài)低倍組織和邊部、R/2處和心部的顯微組織。按表3中的3種熱處理制度進(jìn)行整體樣片熱處理后，在樣片的R/2處取樣檢測(cè)橫向力學(xué)性能，對(duì)比分析兩種鍛造工藝得到的棒材在3種熱處理制度下力學(xué)性能的變化。試驗(yàn)顯微組織在Axiovert 200 MAT光學(xué)顯微鏡上觀測(cè)，室溫拉伸性能在Instron 5885電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，室溫沖擊韌性在JNS-300擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，斷口形貌在日本電子JSM6480型電子顯微鏡進(jìn)行觀察。

表3 TA22合金棒材熱處理制度 

3、結(jié)果與分析

鍛態(tài)棒材的高低倍組織

圖1為兩種工藝鍛制的φ150mm規(guī)格TA22成品棒材的橫向低倍組織。 

圖1 TA22鈦棒材低倍組織由圖1可以看出，兩種工藝鍛制的棒材低倍組織均未見(jiàn)任何清晰晶和明顯的加工流線。但工藝A鍛制的棒材低倍整個(gè)截面存在較為明顯的片狀偽晶，偽晶粗大且分布不均勻；工藝B鍛制的棒材低倍組織整個(gè)截面為完全模糊晶，組織較工藝A的更加細(xì)小，組織分布均勻一致。

圖2為工藝A鍛制的φ150mm規(guī)格TA22成品棒材同截面不同位置的橫向高倍組織。由圖2可以看出，工藝A鍛制的棒材高倍組織為兩相區(qū)加工組織，晶粒粗大，組織一致性較差；邊部、R/2和心部位置均可以看到分布在晶界的連續(xù)或半連續(xù)狀的長(zhǎng)條α相，晶內(nèi)α相變形也很不充分，心部位置的部分α相已經(jīng)趨向等軸化，但R/2和邊部位置局部可以看到明顯的晶體位向趨于一致的細(xì)小片層α相。另外，由于鍛造溫度較低，鍛后組織中分布在β基體上析出的初生α含量較高。

 圖2 工藝A鍛制的TA22棒材高倍組織圖3為工藝B鍛制的φ150mm規(guī)格TA22成品棒材同截面不同位置的橫向高倍組織。由圖3可以看出，提高鍛造溫度后，棒材組織為雙態(tài)組織，組織分布均勻一致；由于增大了鍛比，棒材不同位置的組織中均未見(jiàn)任何連續(xù)或半連續(xù)的晶界α相，初生α相等軸化程度較工藝A高，棒材邊部組織由于終鍛溫度及冷卻速度的影響，鍛后組織中析出的初生α相較多，次生α相較少；R/2處和心部的組織則因終鍛溫度較高冷卻速度較慢，析出的初生α相較少，次生α相較多。由于棒材心部冷卻速度較R/2處更慢，心部組織中的層片狀次生α相也較R/2處厚。

圖3 工藝B鍛制的TA22棒材高倍組織

分析后認(rèn)為，原工藝A鍛制的棒材單相區(qū)和兩相區(qū)變形不充足，鑄錠開(kāi)坯后僅有的2火次拔長(zhǎng)鍛造工藝由于鍛比較小，坯料內(nèi)部累積畸變能較小，原始β晶粒上形核和再結(jié)晶不充分，不能完全破碎和細(xì)化原始粗大的β晶粒，或者說(shuō)破碎和細(xì)化的程度不夠，較大的β晶粒在鍛后冷卻過(guò)程中，首先沿著β晶粒的邊界析出等軸的初生α相，接著沿晶內(nèi)依不同位向析出交叉或平行排列的層片狀次生α相。由于鍛后空冷的冷卻速度較緩慢，從晶界首先析出的等軸初生α相會(huì)隨溫度的降低逐步長(zhǎng)大或聚集，大量的高溫β相隨溫度降低逐步轉(zhuǎn)變?yōu)闂l狀α相及β相，同時(shí)晶體內(nèi)析出的層片狀次生α相厚度也會(huì)不斷增加。因鈦合金α相具有較強(qiáng)的組織“遺傳性”，粗大的晶界α相和層片α相遺留至組織中，在兩相區(qū)鍛造變形量不充足時(shí)，晶界的條狀α不能被完全破碎、打斷或使其等軸化，就會(huì)將部分平直或斷續(xù)的晶界α相遺留至成品棒材中。另外，鍛后空冷過(guò)程中，析出的具有相同位向的次生α相長(zhǎng)度與粗大的原始β晶粒尺寸成正比，β晶粒越大，慢速冷卻下析出的次生α相越長(zhǎng)，鍛造變形時(shí)打亂其晶內(nèi)位向排列一致的α組織所需的鍛造比也就越大。而粗大的β晶粒和位向一致的晶內(nèi)α相是導(dǎo)致棒材低倍組織呈現(xiàn)粗大偽晶的主要原因。當(dāng)增加β相區(qū)鍛比，增大坯料內(nèi)部畸變能后，可促使原始β晶粒在晶界上形核和發(fā)展再結(jié)晶，有效減小和細(xì)化原始β晶粒的尺寸，從而控制和減小晶界初生α相與晶內(nèi)次生α相的尺寸。從而使晶體內(nèi)部次生α相的位向排列更加易于打亂和破碎，減小坯料在α+β相區(qū)鍛造時(shí)破碎和細(xì)化α相所需的總鍛比，顯著增加α相的細(xì)化程度，使坯料在α+β相區(qū)更易得到均勻的加工組織。另外，工藝B提高加熱溫度后，提高了棒坯的終鍛溫度，使得初生α相析出減少，次生α相析出增多，鍛后組織轉(zhuǎn)變?yōu)殡p態(tài)組織。

4、棒材的力學(xué)性能

工藝A和工藝B鍛制的棒材樣片整體按表1所示制度進(jìn)行熱處理后，力學(xué)性能如表4所示。由表4可以看出，工藝A鍛制的棒材經(jīng)三種熱處理制度處理后，室溫強(qiáng)度均高于690MPa，高出標(biāo)準(zhǔn)值較多，但伸長(zhǎng)率卻不能完全滿足標(biāo)準(zhǔn)要求，每個(gè)制度下的同組的兩個(gè)試樣間性能差異較大，抗拉強(qiáng)度最大差異為19MPa，伸長(zhǎng)率差異最大為5%，面縮差異最大為11%，這與棒材的組織不均勻有關(guān)。組織中長(zhǎng)條晶界α相的存在會(huì)導(dǎo)致材料在塑性變形時(shí)位錯(cuò)和滑移易沿某一方向產(chǎn)生應(yīng)力集中，優(yōu)先形成裂紋源，從而導(dǎo)致強(qiáng)度、塑性明顯下降；室溫沖擊韌性除第一種熱處理制度不合格外，其余兩種熱處理制度可滿足標(biāo)準(zhǔn)要求，個(gè)別試樣的沖擊韌性值甚至高達(dá)79J/cm2，但同組試樣的兩個(gè)數(shù)值差異也較大，另一個(gè)試樣的沖擊韌性值只有61J/cm2，這也是組織不均勻的反映。

表4 不同熱處理制度下TA22合金棒材的力學(xué)性能 

將圖1的四邊形OABC中的矢量等式r= b+ a- c的兩邊作自身的點(diǎn)積(數(shù)量積)有：rr= bb+ aa+ cc+ 2(ba- bc- ac)，即r2= b2+ a2+ c2+ 2(bacφ- bccφ?ψ- accψ)，[(b2+ a2+ c2- r2)/ 2+ bacφ] /c= acψ+ bcψ?φ，

5、斷口形貌

從表4可以看出，兩種鍛造工藝的棒材經(jīng)850℃/1.5h?AC熱處理后，其沖擊性能均較其余兩種熱處理制度高。為對(duì)比分析兩種鍛造工藝斷裂韌性差異的原因，我們對(duì)經(jīng)850℃/1.5h?AC熱處理后棒材沖擊試樣的宏觀和微觀斷口形貌進(jìn)行了觀察，具體如圖4和圖5所示。

圖4 TA22合金棒材的沖擊斷口宏觀形貌 

圖5 TA22合金棒材的沖擊斷口微觀形貌

從圖4和圖5可以看出，經(jīng)同一制度熱處理后，工藝A和工藝B的沖擊斷口均呈灰暗色，有較多的韌窩，說(shuō)明斷裂均為韌性斷裂。斷口形貌都可以觀察到大量的韌窩，但工藝A的斷口形貌中的韌窩大小不一，而工藝B的斷口形貌中韌窩大小相對(duì)更均勻。工藝A對(duì)應(yīng)纖維區(qū)較工藝B小，放射區(qū)所占比例較大，韌窩的數(shù)量也較少，且存在明顯的條狀溝槽和撕裂棱，這與其沖擊性能表現(xiàn)較低有較好的對(duì)應(yīng)關(guān)系。沖擊斷口均有3個(gè)區(qū)域，分別為纖維區(qū)、放射區(qū)和剪切唇。隨著斷口上纖維區(qū)面積的減小，沖擊斷裂能量發(fā)生急劇下降，所以斷口上纖維區(qū)的大小可以定性的反映試樣沖擊性能的好壞。TA22為近α合金，韌窩形成位置為α/β相的截面處，斷裂時(shí)韌窩形成越大、越深，則表明其塑性變形能力越好。因此，工藝B得到的細(xì)小、均勻的雙態(tài)組織比工藝A得到的不均勻的兩相區(qū)加工組織表現(xiàn)出了更好的斷裂韌性。結(jié)論⑴采用大變形鐓拔工藝，使坯料在β相區(qū)總鍛比大于14，α+β相區(qū)總鍛比大于10，可改善棒材粗大的低倍偽晶問(wèn)題，使其為完全模糊晶；同時(shí)，增加了棒材顯微組織中初生α相的等軸化趨勢(shì)，無(wú)任何長(zhǎng)條或連續(xù)的晶界α相，組織更加細(xì)小均勻。⑵室溫性能差異大是組織不均勻的反映，均勻細(xì)小的雙態(tài)組織性能穩(wěn)定性較好；經(jīng)850℃/1.5h?AC熱處理后，棒材的強(qiáng)塑性匹配最佳，可在提高抗拉強(qiáng)度的同時(shí)提高沖擊韌性值。⑶兩種工藝下沖擊性能均為韌性斷裂，工藝B得到的細(xì)小、均勻的雙態(tài)組織比工藝A得到的不均勻的兩相區(qū)加工組織表現(xiàn)出了更好的斷裂韌性。