鈦合金具有比強(qiáng)度高、韌性好、焊接性能好和耐腐蝕等眾多優(yōu)點(diǎn)，很好地滿足了艦船材料所需的主要特性，完全具備艦船材料所要求的耐蝕、耐久、牢固、可靠和穩(wěn)定等各種特殊性能要求[1]。因此，鈦合金被譽(yù)為“海洋金屬”，是海洋工程最有前途的金屬材料之一[2-3]。艦船往往體型較大，所需材料用量很大，鈦合金高昂的成本限制了其在艦船領(lǐng)域的規(guī)?；瘧?yīng)用。中船725所與701所、寶雞鈦業(yè)股份有限公司合作研制了低成本的Ti70鈦合金，這種針對(duì)艦船應(yīng)用的鈦合金是在俄羅斯TA16的基礎(chǔ)上，通過添加廉價(jià)的Fe作為合金元素，調(diào)整Al、Zr含量，開發(fā)而成的近α中強(qiáng)鈦合金，為鈦合金在海洋領(lǐng)域的大規(guī)模應(yīng)用提供了有利條件。

Ti70研制之初就被定位為船用結(jié)構(gòu)材料，通常軋制為薄板作為結(jié)構(gòu)件的殼板使用[4-5]。隨后，經(jīng)過冷成型/熱成型、焊接和校型，得到最終產(chǎn)品。目前，雖然Ti70已經(jīng)得到規(guī)模化應(yīng)用，但是由于對(duì)其熱成型性能研究較少，導(dǎo)致成型曲面復(fù)雜程度受限，進(jìn)而限制了Ti70的應(yīng)用。探究4mm厚Ti70板材的熱成型性能，結(jié)合組織演變規(guī)律對(duì)力學(xué)性能的影響，進(jìn)而實(shí)現(xiàn)組織對(duì)力學(xué)性能的調(diào)控，擴(kuò)大Ti70的應(yīng)用范圍及規(guī)模。

1、試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)所用4mm厚Ti70鈦板材由雙瑞精鑄生產(chǎn)，采用交叉換向軋制方式在α+β兩相區(qū)經(jīng)過2個(gè)火次軋制而成，軋制后并進(jìn)行成品退火熱處理。成分見表1。

鈦合金彈性模量大，成型后易反彈，通常需要熱成型，熱成型溫度與變形量成正比。為探究Ti70板材的熱成型性能，使用模具對(duì)Ti70板材進(jìn)行中、高溫成型：650℃、850℃熱成型。利用ZEISSObserver.Zlm金相顯微鏡、SU8000掃描電鏡和JEM-2100透射電鏡對(duì)熱成型后板材的橫截面（TD-ND面，RD為縱向，TD為橫向，ND為法向）進(jìn)行組織觀察。利用SINTECH20/G材料試驗(yàn)機(jī)對(duì)板材橫向試樣進(jìn)行室溫拉伸性能檢測(cè)，室溫拉伸試驗(yàn)按GB/T228.1—2010《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1部分：室溫試驗(yàn)方法》進(jìn)行，采用P7試樣，每個(gè)位置取2個(gè)試樣，取平均值。利用ZBC2302-C擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)對(duì)板材縱向試樣進(jìn)行低溫沖擊性能檢測(cè)，沖擊性能測(cè)試按照GB/T229—2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行，試驗(yàn)溫度-40℃，每組3個(gè)試樣，取平均值。

2、試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1力學(xué)性能

原始Ti70軋制板材的抗拉強(qiáng)度（Rm）和屈服強(qiáng)度（RP0.2）分別為746MPa和677MPa，延伸率（δ）為22.5%，沖擊功KV2為12J。圖1為熱成型前后的力學(xué)性能，從圖1中可以看出，650℃熱成型后，屈服強(qiáng)度為556MPa，與原始軋板相比下降了18%，抗拉強(qiáng)度為708MPa，并未發(fā)生明顯下降，延伸率為19.5%，與原始軋板相比下降了13%，沖擊功為15J，與原始軋板相比增加了25%；850℃熱成型后，屈服強(qiáng)度為523MPa，與原始軋板相比下降了23%，抗拉強(qiáng)度為641MPa，與原始軋板相比下降了11%，延伸率為18.5%，與原始軋板相比下降了18%，但是沖擊功卻達(dá)到了53J，是原始軋板的4.4倍。隨著熱成型溫度的提高，大致呈現(xiàn)出強(qiáng)度下降、塑性上升的趨勢(shì)。強(qiáng)度與延伸率的下降很有可能是晶粒長(zhǎng)大、加工硬化造成的，850℃熱成型后沖擊功的大幅增長(zhǎng)可能是內(nèi)部微觀組織發(fā)生了較為明顯的改變。

2.2顯微組織

RD-TD面內(nèi)的組織狀況如圖2所示。650℃成型時(shí)，顯微組織是α相+β相，α相形狀不規(guī)則、尺寸不均勻，β相尺寸較小，點(diǎn)狀分布；850℃成型時(shí)，α相變得粗大，出現(xiàn)聯(lián)合長(zhǎng)大現(xiàn)象，晶界斷斷續(xù)續(xù)，形狀變得規(guī)則，等軸度更高，β相明顯減少，除零星點(diǎn)狀分布外，局部出現(xiàn)明顯粗化且縱橫比較大的片狀β相。

TD-ND面內(nèi)的組織狀況如圖3所示。650℃成型時(shí)，軋板層間α相呈條狀分布，其中夾雜著點(diǎn)狀β相，并未明顯改變?cè)架埌宓慕M織狀況[6-8]；850℃成型時(shí)，在板材內(nèi)部出現(xiàn)了等軸α相與片狀β相分層排布的狀況，初生α相發(fā)生了明顯的聯(lián)合長(zhǎng)大現(xiàn)象，片狀β相方向不統(tǒng)一，組織明顯粗化。Ti70的相變點(diǎn)為940~955℃[7]，雖然850℃未達(dá)到相變點(diǎn)，但是在成型過程中，溫度和較大的變形量共同促進(jìn)了α相向β相的轉(zhuǎn)化，可以清晰地看到部分α相仍處于向β相轉(zhuǎn)化的過程中（如虛線框內(nèi)所示），α相晶界清晰可見，內(nèi)部片狀β相已見雛形。

在透射電鏡下發(fā)現(xiàn)了更加細(xì)微的差別，如圖4所示。圖4（a）是沿α相晶帶軸看到的電子衍射花樣，圖4（b）是沿β相[001]晶帶軸看到的電子衍射花樣。650℃成型時(shí)，位錯(cuò)主要集中在α相內(nèi)，β相內(nèi)位錯(cuò)不明顯；850℃成型時(shí)，α相內(nèi)位錯(cuò)明顯減少，β相內(nèi)部并伴隨有細(xì)層片狀次生α相的析出。

由于織構(gòu)的存在，以及軋制后冷卻過程中表層與內(nèi)部冷卻溫度及冷卻速率的不同，導(dǎo)致RD-TD面、TD-ND面組織的差異。650℃成型時(shí)，顯微組織是α相+點(diǎn)狀β相，平行于軋制方向的層內(nèi)α相近似等軸，尺寸不均勻，層間α相取向明顯，組織與原始軋板相比并未發(fā)生明顯改變。850℃成型后，組織變得粗大，晶體取向發(fā)生明顯變化，層內(nèi)、層間初生α相都是等軸狀，β相數(shù)量明顯增多、縱橫比變大及內(nèi)部有細(xì)層片狀次生α相析出。這種組織形貌直接決定了材料的性能。

1）晶粒尺寸變得粗大，等軸化程度也明顯改善，這在一定程度上降低了室溫強(qiáng)度，并使得塑性性能略有提高。

2）初生α相聯(lián)合長(zhǎng)大后，晶界會(huì)變得斷斷續(xù)續(xù)，這種顯微形貌通常會(huì)使抗拉強(qiáng)度大幅降低，但會(huì)明顯改善材料的沖擊韌性[9]。

3）晶間β相可以減少初生α相內(nèi)部的應(yīng)力集中，減少裂紋的出現(xiàn)，裂紋產(chǎn)生后，晶界處縱橫比較大的β相導(dǎo)致裂紋擴(kuò)展方向持續(xù)發(fā)生改變，裂紋擴(kuò)展獲得了更多的延伸路徑，從而吸收了更多的裂紋擴(kuò)展功能量，因此沖擊性能很高[10-13]。

4）β相中析出的細(xì)層片狀次生α相呈現(xiàn)出非常細(xì)密、相互交織和纏繞的形貌特征，這種組織形貌對(duì)鈦合金具有非常明顯的強(qiáng)化效果，可以阻滯和偏轉(zhuǎn)裂紋擴(kuò)展途徑[10，12]。另外，β相轉(zhuǎn)變組織中片層狀α相的增厚可以明顯提升沖擊韌性性能。

3、結(jié)論

1）熱成型過程中，晶粒變得粗大導(dǎo)致強(qiáng)度下降，等軸程度得到提高，導(dǎo)致塑性得到一定程度的改善。

2）650℃成型時(shí)，顯微組織是α相+點(diǎn)狀β相，層內(nèi)α相等軸程度不高，層間α相保持原有取向，組織與原始軋板相比并未發(fā)生明顯改變，強(qiáng)度下降，塑性得到提高。

3）850℃熱成型時(shí)，組織明顯粗化，層內(nèi)、層間初生α相都是等軸狀，β相數(shù)量明顯增多、縱橫比變大及內(nèi)部有細(xì)層片狀次生α相析出。晶間縱橫比較大的β相、β相內(nèi)析出的細(xì)層片狀次生α相使得板材沖擊韌性大幅提高，沖擊功從12J變?yōu)?3J，達(dá)到了原始軋板的4.4倍。

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