轧制工艺对TC4钛合金板的组织和性能的影响

钛合金具有密度低、比强度高、耐腐蚀、高低温特性好等诸多优点，广泛应用于航空航天、海洋工程、化工、医疗等领域。由于钛合金熔炼过程要求苛刻，成形难度大，生产成本居高不下 ，限制了其更广泛应用。目前，低成本加工成形技术是钛合金低成本化的主要途径之一 ，已成为当前钛合金技术研究的热点。

Ti-6Al-4V（TC4）是应用最广泛的钛合金，目前工业TC4钛合金板材是将2~3次真空自耗电极电弧熔铸成钛合金圆锭，经开坯热加工成扁锭，去除表层氧化皮后轧制成各种规格的板材。电子束冷床熔炼（electronbeamcoldhearthmelting，EB）有可直接熔铸满足轧制尺寸要求钛合金扁锭的优势，若直接用于板材轧制，较现行的真空自耗电极电弧熔铸流程，可省去由圆锭开坯成扁锭的热加工工序及相应的表面处理工序，从而缩短工艺流程和提高材料利用率，实现产品成本的降低。目前科研工作者在这方面已开展了一些研究，Ka‐linyuk等和Wood研究均表明，EB熔铸TC4合金成分波动较两次真空自耗电极电弧熔铸的宽，轧制板材的力学性能与之相当或更好。冯秋元等研究了EB铸坯直接轧制出合格的TC4钛合金板材，通过提高材料利用率成本节省了37%。李渤渤等报道了单次EB熔铸的TC4钛合金铸坯多火次轧制情况，结果表明铸坯直轧的板材力学性能满足国家标准要求，且显微组织与力学性能达到锻坯制备板材的水平。李渤渤研究了低成本TC4钛合金宽幅板的研制，提出用0.6~2.0mm纯钛板包覆轧制EB熔铸TC4钛合金板坯的方法，可有效控制轧制裂纹的产生。王伟等研究了轧制火次对显微组织、织构和力学性能的影响规律，同时研究了EB熔铸TC4钛合金铸坯的热变形行为并建立了本构方程。赵帅等研究了EB熔铸TC4铸锭单向及交叉轧制对显微组织及力学性能的影响，发现两次换向轧制得到的板材性能最佳。钛合金铸态组织为片层结构，必须通过两相区的强烈变形才能使其等轴化 ，真空自耗电极电弧熔铸流程TC4钛合金板材的轧制温度均在β相变点（Tβ）以下，目前关于EB熔铸TC4钛合金铸坯在Tβ上、下直接轧制，对显微组织、力学性能的影响研究鲜有报道。 

本文作者对EB熔铸的TC4钛合金扁锭，分别在Tβ上、下直接轧制，研究相应工艺条件对合金板材显微组织和力学性能的影响规律，为完善EB铸坯制备低成本TC4钛合金板材工艺技术体系提供经验和理论依据。

1、试验材料与方法

1.1材料 

用0级海绵钛、Al-55V合金和纯铝豆（Al≥99.9%，质量分数，下同），考虑到EB熔铸过程中Al的挥发损失，将Al以7~8%的比例添加，其余成分按名义成分添加，原料先经真空自耗电极电弧炉熔炼1次，进行合金化和初步成分均匀化，然后在3150kW大型EB炉熔铸成TC4钛合金铸锭，经铣面、修磨后得到尺寸为1250mm×200mm×7800mm的扁锭，分切后进行轧制，扁锭的实物图及金相组织如图1所示。采用连续升温金相法测得相变温度为（995±5）℃。

图1EB熔铸的TC4扁锭及其金相组织

1.2轧制工艺 

试验设置A、B两种工艺，均分3个轧程轧制得到8mm厚度的板材，第1轧程沿铸锭长度方向轧制，第2轧程换向轧制，第3轧程轧制方向与第2轧程的相同，单个轧程变形量约为60%。工艺A第1轧程加热温度为（965±5）℃，工艺B第1轧程加热温度为（1065±5）℃；两种工艺第2轧程加热温度为（945±5）℃；工艺A第3轧程加热温度为（930±5）℃，工艺B第3轧程加热温度为（920±5）℃。1.3分析检测金相试样用V（HF）∶V（HNO3）∶V（H2O）=1∶3∶7腐蚀液浸蚀，在OLYMPUSGX51光学显微镜和GeminiSEM300场发射扫描电子显微镜上进行显微组织观察；拉伸性能检测在Instron1251型万能试验机上进行，力学性能测试后对试样的拉伸断口形貌进行观察，用Image-ProPlus软件对显微组织进行测量和统计分析。

2、结果分析与讨论

2.1表面质量 

图2 为TC4钛合金板扁锭第1轧程轧制变形后的板材形貌。板材表面均呈黄褐色，这是由于在加热及轧制过程中板坯氧化所致，依据氧化色判断为浅表氧化。工艺A第1轧程得到的半成品板面出现多处宏观裂纹，板面中部裂纹最深为3mm，边部裂纹尤为突出，最深裂纹为5mm。工艺B得到的半成品表面质量较好，仅出现较少的浅表裂纹，最深为0.5mm，边部表面质量明显改善。两种工艺的第2、3轧程轧制后表面质量较好，仅出现少许浅表裂纹。

图2第1轧程轧制后的板材形貌

第1轧程轧制前对铸锭长时间的驻炉加热势必在其表层形成富氧α层，其是一种硬脆相，在轧制变形时易产生微裂纹。试验扁锭显微组织为魏氏组织，本身塑性差，在轧制中由于表层散热及与低温轧辊接触传热，使浅表金属降温较快，进而导致浅表金属塑性下降，在轧制过程中协调变形能力变差。而浅表区域在轧制过程中变形应力高、应变大，为表层微裂纹扩展提供了有利条件，板坯边部降温更快，材料塑性更低，导致开裂更严重。工艺B第1轧程加热温度为1065℃，TC4合金进入β单相区，晶体结构转变为体心立方结构而具有更多滑移系，温度升高，滑移系的临界分切应力降低，材料塑性变形能力增强，更高的加热温度减弱了表层降温较快的影响，因此表面开裂明显改善。

对第1轧程半成品板材试样进行拉伸测试，工艺A第1轧程板材横向（TD）的伸长率为9%，断面收缩率为27%；工艺B第1轧程板材TD方向的伸长率为9%，断面收缩率为20%，塑性指标明显改善。文献研究表明，TC4铸坯第1轧程板材表层和心部组织不均匀，表层的片层α更易被破碎和等轴化，塑性更好。同时，由于板材厚度减薄，第2、3轧程坯料均热所需的驻炉时间缩短，表层氧化程度减轻。因此，后续两个轧程的板材表面质量好转。

2.2显微组织 

工艺A第1轧程半成品板材的金相组织如图3a所示。可以看出，初生α呈多种形态，由EB铸态长片状部分断裂为多个连续的短棒状α，部分仍为片状α，但长宽比较铸态明显变小，局部出现等轴α，显微组织不均匀。工艺B第1轧程半成品板材金相组织如图3d所示。为细片层α和β晶界，与铸态组织相比，α片层显著变薄，β晶粒内出现多个不同取向的α集束并相互截断。工艺A第2轧程轧制后板材的金相组织如图3b所示。α破碎更充分，显微组织主要由等轴初生α和β转变组织构成，且有次生α析出，存在个别拉长的α条。工艺B第2轧程轧制后板材的组织，如图3e所示。主要由短棒状初生α、等轴初生α和β转变组织构成，局部存在与轧制方向（RD）同向的长条状α，较工艺A初生α相比例高、β相比例低。工艺A第3轧程轧制后组织破碎得更充分（图3c），初生α长宽比进一步减小，而工艺B第3轧程轧制后初生α相沿RD方向被拉长，呈纤维状（图3f），初生α相间存在β相，与工艺A相比，工艺B条件下α等轴化程度低。

图3不同工艺TC4钛合金板材的金相组织

对第1轧程半成品板材横截面中心区域进行扫描电镜观察，如图4所示。可以看出，两种工艺的显微组织显著不同。工艺A在α+β两相区变形，最显著的变化为片层α解体，图4a为β相沿α/α亚晶界嵌入的形态，β相将片层初生α分割成多个成串的短棒状α。Salishchev等研究给出了片层α分解的机制，在两相区变形时，α相和β相连续再结晶，变形在α片层中形成的小角度晶界、大角度晶界、剪切带和孪晶等缺陷造成了α片层的分解。测得铸态组织α片层平均厚度约为1.4μm，第1轧程半成品板材α条厚度约为4.8μm，片层α明显长大。工艺B在β单相区变形，得到魏氏组织，文献指出TC4钛合金在Tβ以上变形机制是大晶粒的超塑性变形，因此原始组织未破碎，显微组织如图4b 所示。β晶粒内形成多个小的α集束，不同取向的集束相互截断，组成集束的α片层更薄，厚度约为0.5μm，远小于铸态片层厚度，这是由于第1轧程后处于空冷状态，半成品板材变薄，冷却速度快，α相不仅可在晶界上生核，同时在β晶粒内部可独立生核，这样α集束数目增多。

初生α等轴化是两种工艺第2轧程轧制后显微组织特征。徐勇认为，TC4钛合金在α+β两相区变形过程中，片层α相的等轴化是其塑性变形过程的重要行为，动态再结晶被认为是片层组织等轴化的重要机制，文献研究表明，钛合金片层组织球化的前提是α片层解体。结合工艺A第1轧程板材的显微组织，可以推断，在第2轧程轧制过程中片层α解体更充分，动态再结晶实现了等轴化。由图3b、e可以看出，片状α在第2轧程有效破碎，初生α晶粒边缘有锯齿状突出，表明初生α以弓出机制长大。对第2轧程轧制后的初生α尺寸进行统计分析，结果见表1。用λ表示长宽比，工艺A条件下λ≤1.5的部分比工艺B的几乎高出一倍，表明工艺A对原始组织破碎更充分；而λ≤3的部分，工艺B比A仅仅低4%，表明薄片层组织在Tβ下更易破碎和球化，董显娟等研究TA15钛合金片层α球化行为时发现相同的规律。可能因为相同体积内薄片层组织的片层数量更多，在相同变形条件下α晶内产生小角度晶界、大角度晶界、剪切带和孪晶等缺陷的密度增加，为片层α解体创造了条件。因此，片层α的变薄是工艺B第2轧程组织细化的前提。工艺B第3轧程轧制后呈纤维特征，可能与轧制温度较低，动态再结晶程度较低有关。同时，第3轧程轧制方向与第2轧程相同，不利于组织的破碎。

图4第1轧程轧制后半成品板材的扫描电镜照片

表1第2轧程轧制后初生α长宽比的比例%

2.3力学性能 

表2 为第3轧程轧制后TC4钛合金板材的拉伸测试结果。工艺A获得板材TD方向的抗拉强度Rm为939MPa、屈服强度Rp0.2为850MPa、断后伸长率A为12.5%，工艺B获得板材TD方向的Rm为926MPa、Rp0.2为884MPa、A为16.5%，均满足GB/T3621—2007中对TC4钛合金板材室温力学性能的要求（Rm≥895MPa、Rp0.2≥830MPa、A≥10%），表明两种工艺均能获得力学性能合格的板材。两种工艺条件下沿RD方向的抗拉强度均较TD方向的高，工艺A条件下高出19MPa，工艺B条件下高出48MPa，这可能与第3轧程轧制后初生α晶粒长度方向与RD方向相同有关，当沿RD拉伸时，拉伸轴与拉长的条状α成较小角度，相互平行的条状α起到增强作用；当沿TD方向拉伸时，拉伸轴与条状α相呈较大角度，使条状α相间的联系大幅减弱，导致条状α的增强作用基本消失。工艺B获得的TC4钛合金板材，β相以片层状和小岛状存在，分散更均匀，增加了两相界面，从而屈服强度较高。工艺B获得的板材RD和TD方向的塑性指标相当，工艺A条件下伸长率明显各向异性，这可能与轧制织构有关，织构是影响合金力学性能各向异性的主要因素之一。

表2第3轧程轧制后TC4钛合金板材的室温拉伸性能

2.4断口形貌 

图5为两种工艺下第3轧程轧制所得板材的室温拉伸断口的微观形貌。工艺A条件下沿RD和TD方向的断口均呈现出大小不等的韧窝，韧窝中均有孔洞，表现出韧窝-微孔聚集型断裂特征。工艺B条件下沿TD方向断口同时存在撕裂棱、河流状花样和韧窝，表现出准解理断裂和韧性断裂混合特征。沿RD方向的断口韧窝较深较大并呈等轴状，局部大韧窝中有小韧窝，存在多处孔洞，表现出韧窝-微孔聚集型断裂特征。

图5第3轧程轧制后TC4钛合金板材的断口形貌

2.5讨论 

以EB炉熔铸的TC4钛合金扁锭为坯料，通过直接轧制工艺生产钛合金板材，与真空自耗电极电弧熔炼流程生产板材相比，省去了铸坯开坯环节，工艺流程变短，同时也省去了开坯后的铣面、修磨等需人工处理的瓶颈环节，提高了材料利用率和生产效率，从而降低生产成本。虽然在两种工艺条件下均能获得性能合格的产品，但Tβ以下进行第1轧程导致中间半成品表面开裂，需通过大量表面修磨才能去除，不适合工业大批量生产和降低成本的技术目标。而在Tβ以上进行第1轧程，利用了TC4钛合金在Tβ以上塑性变形能力提升的性质，半成品板材表面质量明显改善，这与钛合金锻件需要在Tβ温度以上开坯的原理相同。但Tβ以上进行第1轧程获得的依然是魏氏组织，片层组织的破碎承压到后续轧制环节，研究发现，第1轧程轧制后的片层组织相比铸态片层组织更薄更密，在后续轧制过程中有利于组织细化，第2轧程轧制取得了较好地破碎和球化效果，但仍存在长条状的初生α，在第3轧程轧制后组织均匀性改善。本研究中目标板材厚度为8mm，第2、3轧程轧制的单次变形量均接近60%，较大的变形量为组织的细化和均匀化提供了有利条件。然而用相同厚度的铸坯直接轧制更厚规格板材，Tβ以下的累计变形量势必减小，相关工艺需进一步研究。 

3 结论

1）以EB炉熔铸的TC4钛合金扁锭为坯料，用A、B两种工艺，分3个轧程制备8mm厚度的钛合金板材，第1轧程的加热温度显著影响半成品板材的表面质量，工艺A加热温度在Tβ以下（965℃），半成品板材表面出现严重的宏观裂纹，而工艺B加热温度在Tβ以上（1065℃），半成品板材表面质量显著改善，得到薄片层α的魏氏组织，片层厚度减薄有利于组织的破碎，从而工艺B第2轧程后板材初生α细化程度与工艺A相当，第3轧程轧制后组织均匀性进一步提高。

2）两种工艺第3轧程变形后，工艺A获得板材TD方向的Rm为939MPa、Rp0.2为850MPa、A为12.5%，工艺B获得板材TD方向的Rm为926MPa、Rp0.2为884MPa、A为16.5%，均满足GB/T3621—2007中对TC4钛合金板材室温力学性能的要求，但工艺B制备的板材Rp0.2较高且表现出各向异性。因此，推荐采用工艺B，即第1轧程加热温度为1065℃、第2轧程为945℃、第3轧程为920℃和单次变形量约为60%的工艺来实施EB铸坯直接轧制TC4钛合金板材。