TA22钛合金棒材组织与性能研究

TA22钛合金是一种我国自主研发的近α型钛合金，其名义成分为Ti-3Al-1Mo-1Ni-1Zr，该合金具有较高的塑韧性，中温热强性和高温持久性，同时具有良好的抗腐蚀性，可长期使用于海洋盐雾环境中，在舰船、海洋工程、化工等方面有广泛的应用前景。其加工性能良好，可采用常规锻造、挤压、轧制等方法加工成棒、饼、环、板等产品。目前，在多批次TA22钛合金锻棒和锻件的工业化生产中，发现其室温拉伸塑性和室温冲击性能均不能稳定满足标准的要求。为解决实际问题，优化产品锻造生产工艺，有必要系统研究TA22钛合金的锻造生产工艺、热处理制度以及组织与力学性能之间的匹配关系，以达到指导同类产品实际生产的目的。

1、试验材料

试验选用我公司经两次VAR熔炼生产的TA22钛合金铸锭，铸锭直径为φ710mm，其化学成分如表1所示。经金相法测定，其α+β/β相转变点为：945℃。

表1 试验用TA22合金锭化学成分（wt%）

2、试验方法

试验采用两种锻造工艺锻制φ150mm的成品棒材，具体方案如表2所示。工艺A为原生产工艺，铸锭开坯后在β相区经2火次拔长锻造，α+β相区在β-(40～50)℃下经3～5火次拔长锻造，锻制成φ160～φ170mm棒坯；工艺A在β相区锻比累积大于6.5，α+β相区锻比累积大于6。工艺B为优化后生产工艺，铸锭开坯后在β相区经2火次大变形镦拔锻造，α+β相区在β-(30～40)℃下经1火次镦拔锻造和3～5火次拔长锻造，锻制成φ160～φ170mm棒坯。工艺B在β相区锻比累积大于14，α+β相区锻比累积大于10。棒坯机加去除氧化皮和表面缺陷后得到φ150mm成品棒材。

表2 TA22合金棒材锻造工艺方案

在成品棒材头部切取φ150mm×25mm横向样片，以观察棒材的R态低倍组织和边部、R/2处和心部的显微组织。按表3中的3种热处理制度进行整体样片热处理后，在样片的R/2处取样检测横向力学性能，对比分析两种锻造工艺得到的棒材在3种热处理制度下力学性能的变化。试验显微组织在Axiovert 200 MAT光学显微镜上观测，室温拉伸性能在Instron 5885电子万能材料试验机上进行，室温冲击韧性在JNS-300摆锤式冲击试验机上进行，断口形貌在日本电子JSM6480型电子显微镜进行观察。

表3 TA22合金棒材热处理制度 

3、结果与分析

锻态棒材的高低倍组织

图1为两种工艺锻制的φ150mm规格TA22成品棒材的横向低倍组织。 

图1 TA22钛棒材低倍组织由图1可以看出，两种工艺锻制的棒材低倍组织均未见任何清晰晶和明显的加工流线。但工艺A锻制的棒材低倍整个截面存在较为明显的片状伪晶，伪晶粗大且分布不均匀；工艺B锻制的棒材低倍组织整个截面为完全模糊晶，组织较工艺A的更加细小，组织分布均匀一致。

图2为工艺A锻制的φ150mm规格TA22成品棒材同截面不同位置的横向高倍组织。由图2可以看出，工艺A锻制的棒材高倍组织为两相区加工组织，晶粒粗大，组织一致性较差；边部、R/2和心部位置均可以看到分布在晶界的连续或半连续状的长条α相，晶内α相变形也很不充分，心部位置的部分α相已经趋向等轴化，但R/2和边部位置局部可以看到明显的晶体位向趋于一致的细小片层α相。另外，由于锻造温度较低，锻后组织中分布在β基体上析出的初生α含量较高。

 图2 工艺A锻制的TA22棒材高倍组织图3为工艺B锻制的φ150mm规格TA22成品棒材同截面不同位置的横向高倍组织。由图3可以看出，提高锻造温度后，棒材组织为双态组织，组织分布均匀一致；由于增大了锻比，棒材不同位置的组织中均未见任何连续或半连续的晶界α相，初生α相等轴化程度较工艺A高，棒材边部组织由于终锻温度及冷却速度的影响，锻后组织中析出的初生α相较多，次生α相较少；R/2处和心部的组织则因终锻温度较高冷却速度较慢，析出的初生α相较少，次生α相较多。由于棒材心部冷却速度较R/2处更慢，心部组织中的层片状次生α相也较R/2处厚。

图3 工艺B锻制的TA22棒材高倍组织

分析后认为，原工艺A锻制的棒材单相区和两相区变形不充足，铸锭开坯后仅有的2火次拔长锻造工艺由于锻比较小，坯料内部累积畸变能较小，原始β晶粒上形核和再结晶不充分，不能完全破碎和细化原始粗大的β晶粒，或者说破碎和细化的程度不够，较大的β晶粒在锻后冷却过程中，首先沿着β晶粒的边界析出等轴的初生α相，接着沿晶内依不同位向析出交叉或平行排列的层片状次生α相。由于锻后空冷的冷却速度较缓慢，从晶界首先析出的等轴初生α相会随温度的降低逐步长大或聚集，大量的高温β相随温度降低逐步转变为条状α相及β相，同时晶体内析出的层片状次生α相厚度也会不断增加。因钛合金α相具有较强的组织“遗传性”，粗大的晶界α相和层片α相遗留至组织中，在两相区锻造变形量不充足时，晶界的条状α不能被完全破碎、打断或使其等轴化，就会将部分平直或断续的晶界α相遗留至成品棒材中。另外，锻后空冷过程中，析出的具有相同位向的次生α相长度与粗大的原始β晶粒尺寸成正比，β晶粒越大，慢速冷却下析出的次生α相越长，锻造变形时打乱其晶内位向排列一致的α组织所需的锻造比也就越大。而粗大的β晶粒和位向一致的晶内α相是导致棒材低倍组织呈现粗大伪晶的主要原因。当增加β相区锻比，增大坯料内部畸变能后，可促使原始β晶粒在晶界上形核和发展再结晶，有效减小和细化原始β晶粒的尺寸，从而控制和减小晶界初生α相与晶内次生α相的尺寸。从而使晶体内部次生α相的位向排列更加易于打乱和破碎，减小坯料在α+β相区锻造时破碎和细化α相所需的总锻比，显著增加α相的细化程度，使坯料在α+β相区更易得到均匀的加工组织。另外，工艺B提高加热温度后，提高了棒坯的终锻温度，使得初生α相析出减少，次生α相析出增多，锻后组织转变为双态组织。

4、棒材的力学性能

工艺A和工艺B锻制的棒材样片整体按表1所示制度进行热处理后，力学性能如表4所示。由表4可以看出，工艺A锻制的棒材经三种热处理制度处理后，室温强度均高于690MPa，高出标准值较多，但伸长率却不能完全满足标准要求，每个制度下的同组的两个试样间性能差异较大，抗拉强度最大差异为19MPa，伸长率差异最大为5%，面缩差异最大为11%，这与棒材的组织不均匀有关。组织中长条晶界α相的存在会导致材料在塑性变形时位错和滑移易沿某一方向产生应力集中，优先形成裂纹源，从而导致强度、塑性明显下降；室温冲击韧性除第一种热处理制度不合格外，其余两种热处理制度可满足标准要求，个别试样的冲击韧性值甚至高达79J/cm2，但同组试样的两个数值差异也较大，另一个试样的冲击韧性值只有61J/cm2，这也是组织不均匀的反映。

表4 不同热处理制度下TA22合金棒材的力学性能 

将图1的四边形OABC中的矢量等式r= b+ a- c的两边作自身的点积(数量积)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、断口形貌

从表4可以看出，两种锻造工艺的棒材经850℃/1.5h•AC热处理后，其冲击性能均较其余两种热处理制度高。为对比分析两种锻造工艺断裂韧性差异的原因，我们对经850℃/1.5h•AC热处理后棒材冲击试样的宏观和微观断口形貌进行了观察，具体如图4和图5所示。

图4 TA22合金棒材的冲击断口宏观形貌 

图5 TA22合金棒材的冲击断口微观形貌

从图4和图5可以看出，经同一制度热处理后，工艺A和工艺B的冲击断口均呈灰暗色，有较多的韧窝，说明断裂均为韧性断裂。断口形貌都可以观察到大量的韧窝，但工艺A的断口形貌中的韧窝大小不一，而工艺B的断口形貌中韧窝大小相对更均匀。工艺A对应纤维区较工艺B小，放射区所占比例较大，韧窝的数量也较少，且存在明显的条状沟槽和撕裂棱，这与其冲击性能表现较低有较好的对应关系。冲击断口均有3个区域，分别为纤维区、放射区和剪切唇。随着断口上纤维区面积的减小，冲击断裂能量发生急剧下降，所以断口上纤维区的大小可以定性的反映试样冲击性能的好坏。TA22为近α合金，韧窝形成位置为α/β相的截面处，断裂时韧窝形成越大、越深，则表明其塑性变形能力越好。因此，工艺B得到的细小、均匀的双态组织比工艺A得到的不均匀的两相区加工组织表现出了更好的断裂韧性。结论⑴采用大变形镦拔工艺，使坯料在β相区总锻比大于14，α+β相区总锻比大于10，可改善棒材粗大的低倍伪晶问题，使其为完全模糊晶；同时，增加了棒材显微组织中初生α相的等轴化趋势，无任何长条或连续的晶界α相，组织更加细小均匀。⑵室温性能差异大是组织不均匀的反映，均匀细小的双态组织性能稳定性较好；经850℃/1.5h•AC热处理后，棒材的强塑性匹配最佳，可在提高抗拉强度的同时提高冲击韧性值。⑶两种工艺下冲击性能均为韧性断裂，工艺B得到的细小、均匀的双态组织比工艺A得到的不均匀的两相区加工组织表现出了更好的断裂韧性。