國防裝備用TC16鈦合金薄壁殼體冷旋壓工藝及熱處理優化——聚焦武器裝備薄壁回轉構件高精度無氧化成形需求，突破高強鈦合金熱旋壓氧化缺陷瓶頸，開展兩道次冷強旋試驗，揭示不同退火溫度下組織再結晶與強塑性調控機理

國防武器裝備對減重、高性能、高機動性的要求不斷提高，亟需開展新型裝備關鍵構件的輕量化及整體成形技術研究。鈦合金具備密度低、比強度高、耐熱性好等優點,對實現武器裝備關鍵構件的減重及高性能具備重要意義[1]。旋壓是一種綜合了環軋、鍛壓、輥壓等多種加工工藝特點的金屬漸進成形工藝，具備生產周期短、材料利用率高、產品尺寸精度高、適宜整體成形等優點[2-3]。旋壓成形時,在旋輪與芯軸的共同作用下,坯料產生連續局部塑性變形,變形區處于三向壓應力狀態,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斗部設備殼體及尾噴管、超音速導彈發動機及助推器殼體等復雜形狀薄壁回轉體類構件的首選成形工藝[7-8]。因此，研究高強鈦合金薄壁構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,目前針對高強鈦合金回轉體構件的旋壓成形工藝及相關研究報道主要集中在熱旋領域。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行了研究。由于熱旋時組織中B2相粗化，導致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合金很難實現連續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制，發現當坯料加熱溫度控制在500~600℃范圍內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行了研究，結果表明，合金的變形程度、顯微組織及織構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，與芯軸接觸的內層金屬變形量較小，當累積壁厚減薄率達到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，需要后續機械加工去除，增加了制造成本，尤其對于壁厚≤2mm的薄壁殼體構件，機加工難度大，限制了其應用。相比之下，冷旋壓可直接成形高尺寸精度薄壁殼體構件，且無需后續機加工，生產效率更高。然而，目前尚無關于高強鈦合金薄壁回轉體構件冷旋壓成形的研究報道。

本文研究了一種高強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型兩相高強鈦合金，其β穩定化系數為0.83,接近臨界成分  1 [12]。該合金在退火狀態下具備優異的室溫塑性，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固溶時效處理使構件強度達到使用要求[13-14]，因此非常適合冷加工成形和熱處理強化[15]。本文以TC16鈦合金為試驗材料，通過多道次冷旋壓制備了外徑為Φ95mm，壁厚僅為1.5mm的TC16高強鈦合金薄壁管，并設計了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性能的影響。

1、試驗材料及方法

1.1試驗材料

按照TC16鈦合金名義成分(Ti-3Al-5Mo-4.5V,質量分數,%)進行配料，采用3次真空自耗電弧熔煉制備鑄錠。經多火次鍛造、斜軋穿孔、機加后制得管坯。將管坯內表面及芯軸表面涂抹潤滑油,然后按照圖 1所示方式進行裝配并開始旋壓。旋壓方式采取三輪強力反旋壓,過程如圖2所示,工藝參數如表 1。旋壓前初始管坯外徑為 102 mm,壁厚為5 mm。經兩道次冷強旋后,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性能的影響。

表1三輪強力反旋壓工藝參數

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。晶粒內部細小的α及β片層交錯排列，呈網籃編織狀分布。初始管坯的屈服強度為695 MPa，伸長率達15%，斷面收縮率高達43%，處于低強、高塑性狀態，為后續冷旋壓變形提供了良好的坯料準備。

表2初始管坯力學性能

Table 2 Mechanical properties of the tubular billet

1.2試驗方法

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行統計。沿管材軸向進行取樣，利用INSTRON-5500R型電子萬能試驗機測試試樣的室溫拉伸性能，拉伸速率為0.5mm·min  ?1，拉伸試驗依據GB/T 228.12021  [16]進行。

2、試驗結果與討論

2.1相分析

圖4為冷旋壓態及不同熱處理態TC16鈦合金試樣的XRD圖譜。可以看出，不同狀態下試樣均由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生小角度偏移。

2.2 顯微組織

旋壓態試樣的軸向顯微組織如圖5所示，其中旋壓方向與旋輪進給方向一致?？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部的編織狀a及β片層經旋壓后被拉長,呈細小、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。經統計,旋壓態下a及β相的含量分別為76.9%、23.1%。

圖6為550℃退火態顯微組織SEM圖?？梢钥闯?原本旋壓態下光滑連續的α、β片層發生破碎、失穩分解,并開始球化、再結晶。前期冷旋壓變形時片層內部積累了大量變形位錯、亞晶界等高能量微觀缺陷，導致片層穩定性降低。退火加熱時，當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動下，片層不斷溶解，熱蝕坑尖端最終穿透片層，使原本連續的α、β片層分割為獨立的晶粒。這種通過晶界擴散作用使片層分解球化的機制與文獻[16]的研究結果一致。本研究中，由于冷旋壓組織中的初始片層厚度極薄，經片層破碎分解形成的晶粒尺寸也極為細小，達到納米級。這些微觀尺度的納米晶、超細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再結晶過程得到納米晶的現象在文獻[18]中也有報道。圖6表明，550℃退火后組織發生了回復、多變形化過程以及再結晶。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、多邊化階段，高位錯密度的片層中發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力，此變化與退火后XRD衍射圖譜向低角度偏移的結果一致。

圖7a為650℃退火態試樣的顯微組織?？梢钥闯觯斖嘶饻囟壬咧?50℃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相仍呈斷續的層狀分布，并伴隨有明顯的晶粒長大現象，組織發生不完全再結晶。圖7b為750℃退火態組織。可以看出，經750℃退火后，組織發生完全再結晶，晶粒尺寸細小、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，組織經歷了片層分解、球化，不完全再結晶，到完全再結晶的過程。

旋壓態及退火態組織中  α相及  β相含量統計結果如表3所示?？梢钥闯?，退火態合金中β相的含量高于旋壓態，且隨著退火溫度升高，元素擴散能力增強，組織中α相逐漸溶解，β相含量升高。750℃完全再結晶組織中的  β相含量達到 43.7%。

表3不同狀態下試樣中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力學性能

冷旋壓及不同熱處理態試樣的力學性能測試結果如圖8和表4所示。冷旋壓態試樣的抗拉強度、屈服強度以及伸長率分別為1126MPa、850MPa和14.5%。與初始管坯相比，抗拉強度提高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，隨著變形的進行，位錯運動受晶界、相界阻礙產生塞積，形成位錯纏結。在位錯纏結及位錯間交互作用的影響下，位錯運動的阻力增加，合金強度增加。

(2)冷變形后組織細化。由圖5可知，冷旋態下α/β片層間距極小，組織中存在大量連續的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力，從而提高強度。

(3)冷旋壓形成的有利片層取向。冷旋壓態纖維狀片層方向平行于管材軸向，即旋壓方向，進一步提高了合金的強度。合金在冷變形后仍保持高的伸長率(14.5%)主要與冷旋壓態全a+β的片層組織結構有關。 Wu Z X等  [20]研究表明,在全  α +  β片層組織中，α/β相界面處產生應力集中可激活二次位錯滑移帶產生，從而緩解應變局域化，且隨著相界面的增多，滑移帶的分布更均勻，應變分布也更加均勻。此外，全a+β片層結構中交錯分布的β片層也能夠有效緩解應力集中趨勢。綜上所述，冷旋態組織中大量的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生明顯下降。這種冷變形后強度提高而塑性仍保持較高水平的現象在冷軋 Ti-7.5Mo板材、冷旋鍛TB9鈦合金中也有報道[21-22]

與冷旋壓態相比，550℃退火態試樣的抗拉強度(1099MPa)及伸長率(13.5%)略有降低，但屈服強度(1034 MPa)顯著提高，較冷旋態提高了21.6%。結合圖6可知，550℃退火態試樣組織中存在大量由片層分解形成的納米晶及超細晶，在細晶強化作用下，合金的屈服強度大幅提高。退火后合金的加工硬化作用消除，強化作用主要來源于納米晶及超細晶。對比旋壓態以及550℃退火態試樣的性能可知，合金的抗拉強度受加工硬化、細晶強化以及片層取向等因素共同作用，而屈服強度則主要由納米晶的細晶強化作用主導,加工硬化對其提升有限。相關研究表明，梯度混合組織中的納米晶及超細晶可將塑性變形限定在一定范圍內，不斷減緩變形局域化及應力集中趨勢,從而在提供細晶強化作用的同時保證合金的塑性[22]。此外，組織中的超細晶、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晶的共同作用下，550℃退火態試樣表現出良好的抗拉強度、屈服強度以及伸長率[23]。

與550℃退火態試樣相比，650℃退火態試樣的抗拉和屈服強度均發生下降，伸長率升高。結合圖7可知，650℃退火態試樣的組織發生了不完全再結晶，同時晶粒長大粗化。隨著冷加工硬化及細晶強化作用的消除，合金強度下降，伸長率提高。此外，該狀態下高達37.5%的β相含量使得伸長率進一步提高。750℃退火態試樣的伸長率最高，達到17.5%，這是由于完全再結晶退火組織中晶粒細小、均勻，且該狀態下合金中β相含量最高所致[24]。

表4旋壓態及熱處理態試樣的力學性能

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

3、結論

(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，組織經歷了片層分解、球化,不完全再結晶,到完全再結晶的過程。

(2)合金的抗拉強度受加工硬化、細晶強化、

片層取向等因素共同作用，屈服強度主要與納米晶及超細晶貢獻的細晶強化作用有關，加工硬化作用對屈服強度的提升水平有限。550℃退火態試樣呈納米晶、超細晶以及殘留片層組成的層狀梯度混合組織，在細晶強化作用下，屈服強度最高，達到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℃退火態試樣β相含量達43.7%，伸長率最高，達到17.5%。

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（注，原文標題：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）