國防武器裝備對減重、高性能、高機(jī)動性的要求不斷提高，亟需開展新型裝備關(guān)鍵構(gòu)件的輕量化及整體成形技術(shù)研究。鈦合金具備密度低、比強(qiáng)度高、耐熱性好等優(yōu)點(diǎn),對實(shí)現(xiàn)武器裝備關(guān)鍵構(gòu)件的減重及高性能具備重要意義[1]。旋壓是一種綜合了環(huán)軋、鍛壓、輥壓等多種加工工藝特點(diǎn)的金屬漸進(jìn)成形工藝，具備生產(chǎn)周期短、材料利用率高、產(chǎn)品尺寸精度高、適宜整體成形等優(yōu)點(diǎn)[2-3]。旋壓成形時,在旋輪與芯軸的共同作用下,坯料產(chǎn)生連續(xù)局部塑性變形,變形區(qū)處于三向壓應(yīng)力狀態(tài),大大提升了材料的塑性成形極限，非常適合于難變形材料的加工成形[4-6]。旋壓工藝已成為制備戰(zhàn)斗部設(shè)備殼體及尾噴管、超音速導(dǎo)彈發(fā)動機(jī)及助推器殼體等復(fù)雜形狀薄壁回轉(zhuǎn)體類構(gòu)件的首選成形工藝[7-8]。因此，研究高強(qiáng)鈦合金薄壁構(gòu)件的旋壓成形是十分有必要的。

由于冷加工時的變形抗力較大,目前針對高強(qiáng)鈦合金回轉(zhuǎn)體構(gòu)件的旋壓成形工藝及相關(guān)研究報道主要集中在熱旋領(lǐng)域。王思冰等[9]對Ti2AlNb合金錐形件剪切旋壓工藝及其組織性能演變進(jìn)行了研究。由于熱旋時組織中B2相粗化，導(dǎo)致Ti2AlNb合金在下一道次熱旋壓時的變形能力急劇下降，因此需在道次間進(jìn)行退火處理，以提高合金的熱加工性。該研究表明無道次間退火處理的Ti2AlNb合金很難實(shí)現(xiàn)連續(xù)多道次的熱剪切旋壓。詹梅等[10]研究了加熱溫度以及偏離率對TA15鈦合金熱剪切旋壓變形的影響機(jī)制，發(fā)現(xiàn)當(dāng)坯料加熱溫度控制在500~600℃范圍內(nèi)且近零偏差時可以獲得尺寸精度高且顯微組織均勻的鈦合金剪切旋壓件。單德彬等[11]對TA15鈦合金管材在多道次熱旋壓過程中的組織演變過程進(jìn)行了研究，結(jié)果表明，合金的變形程度、顯微組織及織構(gòu)在管材壁厚方向上存在明顯差異，與旋輪接觸的外層金屬變形量大，與芯軸接觸的內(nèi)層金屬變形量較小，當(dāng)累積壁厚減薄率達(dá)到85%時，這種不均勻性顯著降低。盡管熱旋壓能夠提升材料的成形能力，但其制品表面通常形成氧化層，需要后續(xù)機(jī)械加工去除，增加了制造成本，尤其對于壁厚≤2mm的薄壁殼體構(gòu)件，機(jī)加工難度大，限制了其應(yīng)用。相比之下，冷旋壓可直接成形高尺寸精度薄壁殼體構(gòu)件，且無需后續(xù)機(jī)加工，生產(chǎn)效率更高。然而，目前尚無關(guān)于高強(qiáng)鈦合金薄壁回轉(zhuǎn)體構(gòu)件冷旋壓成形的研究報道。

本文研究了一種高強(qiáng)鈦合金薄壁管的冷旋壓成形工藝，所用材料為TC16鈦合金。TC16鈦合金是一種α+β型兩相高強(qiáng)鈦合金，其β穩(wěn)定化系數(shù)為0.83,接近臨界成分  1 [12]。該合金在退火狀態(tài)下具備優(yōu)異的室溫塑性，可以像β鈦合金一樣冷鐓成形螺栓等緊固件，并通過冷加工硬化作用或后續(xù)固溶時效處理使構(gòu)件強(qiáng)度達(dá)到使用要求[13-14]，因此非常適合冷加工成形和熱處理強(qiáng)化[15]。本文以TC16鈦合金為試驗(yàn)材料，通過多道次冷旋壓制備了外徑為Φ95mm，壁厚僅為1.5mm的TC16高強(qiáng)鈦合金薄壁管，并設(shè)計了3種熱處理方案，研究了冷旋壓變形及熱處理溫度對管材顯微組織及力學(xué)性能的影響。

1、試驗(yàn)材料及方法

1.1試驗(yàn)材料

按照TC16鈦合金名義成分(Ti-3Al-5Mo-4.5V,質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)進(jìn)行配料，采用3次真空自耗電弧熔煉制備鑄錠。經(jīng)多火次鍛造、斜軋穿孔、機(jī)加后制得管坯。將管坯內(nèi)表面及芯軸表面涂抹潤滑油,然后按照圖 1所示方式進(jìn)行裝配并開始旋壓。旋壓方式采取三輪強(qiáng)力反旋壓,過程如圖2所示,工藝參數(shù)如表 1。旋壓前初始管坯外徑為 102 mm,壁厚為5 mm。經(jīng)兩道次冷強(qiáng)旋后,制得外徑為95 mm,壁厚為 1.5 mm的 TC16薄壁管材。第 1道次壁厚減薄率為 50%,第 2道次為 40%,累積壁厚減薄率為 70%。分別在 550、650和 750℃下對旋壓管材進(jìn)行熱處理,保溫時間均為180min，冷卻方式為空冷。研究旋壓變形及熱處理對管材顯微組織及力學(xué)性能的影響。

表1三輪強(qiáng)力反旋壓工藝參數(shù)

Table 1 Process parameters of three-roller power spinning

旋壓前初始管坯的軸向顯微組織如圖3所示，力學(xué)性能如表2所示。初始管坯組織中可見原始β晶界，晶粒呈等軸狀。晶粒內(nèi)部細(xì)小的α及β片層交錯排列，呈網(wǎng)籃編織狀分布。初始管坯的屈服強(qiáng)度為695 MPa，伸長率達(dá)15%，斷面收縮率高達(dá)43%，處于低強(qiáng)、高塑性狀態(tài)，為后續(xù)冷旋壓變形提供了良好的坯料準(zhǔn)備。

表2初始管坯力學(xué)性能

Table 2 Mechanical properties of the tubular billet

1.2試驗(yàn)方法

采用德國-Bruker-D8 Advance型X射線衍射儀(X-Ray Diffraction，XRD)對試樣相組成進(jìn)行分析。采用蔡司GeminiSEM 360型掃描電子顯微鏡(Scan-ning Electron Microscope，SEM)對試樣軸向顯微組織進(jìn)行觀察，并利用ImageJ圖像分析處理軟件對晶粒尺寸及相含量進(jìn)行統(tǒng)計。沿管材軸向進(jìn)行取樣，利用INSTRON-5500R型電子萬能試驗(yàn)機(jī)測試試樣的室溫拉伸性能，拉伸速率為0.5mm·min  ?1，拉伸試驗(yàn)依據(jù)GB/T 228.12021  [16]進(jìn)行。

2、試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1相分析

圖4為冷旋壓態(tài)及不同熱處理態(tài)TC16鈦合金試樣的XRD圖譜?？梢钥闯?，不同狀態(tài)下試樣均由α相及β相組成，并存在多角度α相及β相衍射峰。隨著退火溫度升高，XRD譜圖中衍射峰向低角度方向產(chǎn)生小角度偏移。

2.2 顯微組織

旋壓態(tài)試樣的軸向顯微組織如圖5所示，其中旋壓方向與旋輪進(jìn)給方向一致?？梢钥闯?，冷旋壓后，初始管坯中的等軸晶(見圖3)被壓扁、拉長，形成了典型的冷塑性變形纖維組織。初始管坯中等軸晶內(nèi)部的編織狀a及β片層經(jīng)旋壓后被拉長,呈細(xì)小、均勻且交替分布的層片狀分布。a片層的平均厚度為0.15μm,β片層平均厚度為0.11μm,片層間距極小,為0.13μm。片層方向平行于旋壓方向,即管材軸向。經(jīng)統(tǒng)計,旋壓態(tài)下a及β相的含量分別為76.9%、23.1%。

圖6為550℃退火態(tài)顯微組織SEM圖。可以看出,原本旋壓態(tài)下光滑連續(xù)的α、β片層發(fā)生破碎、失穩(wěn)分解,并開始球化、再結(jié)晶。前期冷旋壓變形時片層內(nèi)部積累了大量變形位錯、亞晶界等高能量微觀缺陷，導(dǎo)致片層穩(wěn)定性降低。退火加熱時，當(dāng)這些高能量界面遷移至與相界面接觸時，會破壞α/β相界面的平衡，在接觸處形成熱蝕坑。由于熱蝕坑底部和邊緣的α/β相界面曲率半徑不同，導(dǎo)致附近相界面的Al、Mo元素存在濃度梯度，在這種元素濃度差驅(qū)動下，片層不斷溶解，熱蝕坑尖端最終穿透片層，使原本連續(xù)的α、β片層分割為獨(dú)立的晶粒。這種通過晶界擴(kuò)散作用使片層分解球化的機(jī)制與文獻(xiàn)[16]的研究結(jié)果一致。本研究中，由于冷旋壓組織中的初始片層厚度極薄，經(jīng)片層破碎分解形成的晶粒尺寸也極為細(xì)小，達(dá)到納米級。這些微觀尺度的納米晶、超細(xì)晶以及殘留片層在宏觀上仍沿管材旋壓方向呈流線形層片狀分布，形成一種梯度混合組織[17]。這種旋壓變形后通過靜態(tài)再結(jié)晶過程得到納米晶的現(xiàn)象在文獻(xiàn)[18]中也有報道。圖6表明，550℃退火后組織發(fā)生了回復(fù)、多變形化過程以及再結(jié)晶。本研究中，由于合金在前期冷旋壓變形時積累了大量的形變能，在回復(fù)、多邊化階段，高位錯密度的片層中發(fā)生位錯的再分布和局部抵消，位錯密度降低，從而有效消除了冷加工應(yīng)力，此變化與退火后XRD衍射圖譜向低角度偏移的結(jié)果一致。

圖7a為650℃退火態(tài)試樣的顯微組織?？梢钥闯觯?dāng)退火溫度升高至650℃時，α、β片層已基本分解為塊狀或棒狀。分解后的塊狀(或棒狀)α及β相仍呈斷續(xù)的層狀分布，并伴隨有明顯的晶粒長大現(xiàn)象，組織發(fā)生不完全再結(jié)晶。圖7b為750℃退火態(tài)組織。可以看出，經(jīng)750℃退火后，組織發(fā)生完全再結(jié)晶，晶粒尺寸細(xì)小、均勻，呈等軸狀分布。α及β晶粒的平均尺寸分別為1.17和1.36μm。對比不同退火溫度下試樣的SEM圖可知，隨著退火溫度的升高，組織經(jīng)歷了片層分解、球化，不完全再結(jié)晶，到完全再結(jié)晶的過程。

旋壓態(tài)及退火態(tài)組織中  α相及  β相含量統(tǒng)計結(jié)果如表3所示。可以看出，退火態(tài)合金中β相的含量高于旋壓態(tài)，且隨著退火溫度升高，元素擴(kuò)散能力增強(qiáng)，組織中α相逐漸溶解，β相含量升高。750℃完全再結(jié)晶組織中的  β相含量達(dá)到 43.7%。

表3不同狀態(tài)下試樣中α相及β相含量對比

Table 3 Comparison of a phase andβ phase volume fraction in specimens under different conditions

2.3力學(xué)性能

冷旋壓及不同熱處理態(tài)試樣的力學(xué)性能測試結(jié)果如圖8和表4所示。冷旋壓態(tài)試樣的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度以及伸長率分別為1126MPa、850MPa和14.5%。與初始管坯相比，抗拉強(qiáng)度提高42.5%，屈服屈服提升22.3%，同時伸長率無明顯下降。冷旋壓后強(qiáng)度提升主要有以下3個原因:

(1)冷變形后合金的加工硬化作用。冷旋壓時，組織中的位錯密度迅速增加，隨著變形的進(jìn)行，位錯運(yùn)動受晶界、相界阻礙產(chǎn)生塞積，形成位錯纏結(jié)。在位錯纏結(jié)及位錯間交互作用的影響下，位錯運(yùn)動的阻力增加，合金強(qiáng)度增加。

(2)冷變形后組織細(xì)化。由圖5可知，冷旋態(tài)下α/β片層間距極小，組織中存在大量連續(xù)的α/β相界面，這些相界面能夠顯著阻礙位錯滑移，提升合金塑性變形的臨界分切應(yīng)力，從而提高強(qiáng)度。

(3)冷旋壓形成的有利片層取向。冷旋壓態(tài)纖維狀片層方向平行于管材軸向，即旋壓方向，進(jìn)一步提高了合金的強(qiáng)度。合金在冷變形后仍保持高的伸長率(14.5%)主要與冷旋壓態(tài)全a+β的片層組織結(jié)構(gòu)有關(guān)。 Wu Z X等  [20]研究表明,在全  α +  β片層組織中，α/β相界面處產(chǎn)生應(yīng)力集中可激活二次位錯滑移帶產(chǎn)生，從而緩解應(yīng)變局域化，且隨著相界面的增多，滑移帶的分布更均勻，應(yīng)變分布也更加均勻。此外，全a+β片層結(jié)構(gòu)中交錯分布的β片層也能夠有效緩解應(yīng)力集中趨勢。綜上所述，冷旋態(tài)組織中大量的α/β相界面以及均勻交錯分布的β片層使冷變形后合金的伸長率未發(fā)生明顯下降。這種冷變形后強(qiáng)度提高而塑性仍保持較高水平的現(xiàn)象在冷軋 Ti-7.5Mo板材、冷旋鍛TB9鈦合金中也有報道[21-22]

與冷旋壓態(tài)相比，550℃退火態(tài)試樣的抗拉強(qiáng)度(1099MPa)及伸長率(13.5%)略有降低，但屈服強(qiáng)度(1034 MPa)顯著提高，較冷旋態(tài)提高了21.6%。結(jié)合圖6可知，550℃退火態(tài)試樣組織中存在大量由片層分解形成的納米晶及超細(xì)晶，在細(xì)晶強(qiáng)化作用下，合金的屈服強(qiáng)度大幅提高。退火后合金的加工硬化作用消除，強(qiáng)化作用主要來源于納米晶及超細(xì)晶。對比旋壓態(tài)以及550℃退火態(tài)試樣的性能可知，合金的抗拉強(qiáng)度受加工硬化、細(xì)晶強(qiáng)化以及片層取向等因素共同作用，而屈服強(qiáng)度則主要由納米晶的細(xì)晶強(qiáng)化作用主導(dǎo),加工硬化對其提升有限。相關(guān)研究表明，梯度混合組織中的納米晶及超細(xì)晶可將塑性變形限定在一定范圍內(nèi)，不斷減緩變形局域化及應(yīng)力集中趨勢,從而在提供細(xì)晶強(qiáng)化作用的同時保證合金的塑性[22]。此外，組織中的超細(xì)晶、納米晶以及殘留片層在宏觀上仍呈平行于

管材軸向的層狀分布，進(jìn)一步保證了塑性。最終，在這種大尺度纖維狀層片組織、小尺度納米晶及超細(xì)晶的共同作用下，550℃退火態(tài)試樣表現(xiàn)出良好的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度以及伸長率[23]。

與550℃退火態(tài)試樣相比，650℃退火態(tài)試樣的抗拉和屈服強(qiáng)度均發(fā)生下降，伸長率升高。結(jié)合圖7可知，650℃退火態(tài)試樣的組織發(fā)生了不完全再結(jié)晶，同時晶粒長大粗化。隨著冷加工硬化及細(xì)晶強(qiáng)化作用的消除，合金強(qiáng)度下降，伸長率提高。此外，該狀態(tài)下高達(dá)37.5%的β相含量使得伸長率進(jìn)一步提高。750℃退火態(tài)試樣的伸長率最高，達(dá)到17.5%，這是由于完全再結(jié)晶退火組織中晶粒細(xì)小、均勻，且該狀態(tài)下合金中β相含量最高所致[24]。

表4旋壓態(tài)及熱處理態(tài)試樣的力學(xué)性能

Table 4 Mechanical properties of specimens in spun and heat treated conditions

3、結(jié)論

(1)冷旋壓成形的TC16鈦合金薄壁管材呈纖維狀全片層組織。退火后，組織經(jīng)歷了片層分解、球化,不完全再結(jié)晶,到完全再結(jié)晶的過程。

(2)合金的抗拉強(qiáng)度受加工硬化、細(xì)晶強(qiáng)化、

片層取向等因素共同作用，屈服強(qiáng)度主要與納米晶及超細(xì)晶貢獻(xiàn)的細(xì)晶強(qiáng)化作用有關(guān)，加工硬化作用對屈服強(qiáng)度的提升水平有限。550℃退火態(tài)試樣呈納米晶、超細(xì)晶以及殘留片層組成的層狀梯度混合組織，在細(xì)晶強(qiáng)化作用下，屈服強(qiáng)度最高，達(dá)到1034 MPa，同時伸長率無明顯下降。

(3)隨著退火溫度升高，合金中β相含量增加，伸長率升高。750℃退火態(tài)試樣β相含量達(dá)43.7%，伸長率最高，達(dá)到17.5%。

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（注，原文標(biāo)題：旋壓變形及熱處理對TC16鈦合金薄壁管材組織性能的影響_劉姣）