國(guó)防武器裝備對(duì)減重、高性能、高機(jī)動(dòng)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(duì)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(shí),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(dòng)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(shí)的變形抗力較大,目前針對(duì)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(bào)道主要集中在熱旋領(lǐng)域。王思冰等[9]對(duì)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(shí)組織中B2相粗化，導(dǎo)致Ti2AlNb合金在下一道次熱旋壓時(shí)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(duì)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(shí)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(duì)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(shí)，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(duì)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(bào)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(shí)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(jì)了3種熱處理方案，研究了冷旋壓變形及熱處理溫度對(duì)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(rùn)滑油,然后按照?qǐng)D 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(duì)旋壓管材進(jìn)行熱處理,保溫時(shí)間均為180min，冷卻方式為空冷。研究旋壓變形及熱處理對(duì)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(cuò)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(zhǎng)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(guó)-Bruker-D8 Advance型X射線衍射儀(X-Ray Diffraction，XRD)對(duì)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(duì)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(duì)晶粒尺寸及相含量進(jìn)行統(tǒng)計(jì)。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(cè)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。可以看出，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。可以看出，冷旋壓后，初始管坯中的等軸晶(見圖3)被壓扁、拉長(zhǎng)，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(zhǎng),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(jì),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(shí)片層內(nèi)部積累了大量變形位錯(cuò)、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(shí)，當(dāng)這些高能量界面遷移至與相界面接觸時(shí)，會(huì)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(dòng)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(jí)。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(bào)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(shí)積累了大量的形變能，在回復(fù)、多邊化階段，高位錯(cuò)密度的片層中發(fā)生位錯(cuò)的再分布和局部抵消，位錯(cuò)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。可以看出，當(dāng)退火溫度升高至650℃時(shí)，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(zhǎng)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(duì)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(jì)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?cái)U(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(duì)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(cè)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(zhǎng)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(shí)伸長(zhǎng)率無明顯下降。冷旋壓后強(qiáng)度提升主要有以下3個(gè)原因:

(1)冷變形后合金的加工硬化作用。冷旋壓時(shí)，組織中的位錯(cuò)密度迅速增加，隨著變形的進(jìn)行，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受晶界、相界阻礙產(chǎn)生塞積，形成位錯(cuò)纏結(jié)。在位錯(cuò)纏結(jié)及位錯(cuò)間交互作用的影響下，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)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(cuò)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(zhǎng)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(cuò)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(cuò)分布的β片層也能夠有效緩解應(yīng)力集中趨勢(shì)。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(cuò)分布的β片層使冷變形后合金的伸長(zhǎng)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(bào)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(zhǎng)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(duì)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(duì)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(shì),從而在提供細(xì)晶強(qiáng)化作用的同時(shí)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(zhǎng)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(zhǎng)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(shí)晶粒長(zhǎng)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(zhǎng)率提高。此外，該狀態(tài)下高達(dá)37.5%的β相含量使得伸長(zhǎng)率進(jìn)一步提高。750℃退火態(tài)試樣的伸長(zhǎng)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(duì)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(shí)伸長(zhǎng)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(zhǎng)率升高。750℃退火態(tài)試樣β相含量達(dá)43.7%，伸長(zhǎng)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(duì)TC16鈦合金薄壁管材組織性能的影響_劉姣）