TA22鈦合金是一種我國自主研發的近α型鈦合金，其名義成分為Ti-3Al-1Mo-1Ni-1Zr，該合金具有較高的塑韌性，中溫熱強性和高溫持久性，同時具有良好的抗腐蝕性，可長期使用于海洋鹽霧環境中，在艦船、海洋工程、化工等方面有廣泛的應用前景。其加工性能良好，可采用常規鍛造、擠壓、軋制等方法加工成棒、餅、環、板等產品。目前，在多批次TA22鈦合金鍛棒和鍛件的工業化生產中，發現其室溫拉伸塑性和室溫沖擊性能均不能穩定滿足標準的要求。為解決實際問題，優化產品鍛造生產工藝，有必要系統研究TA22鈦合金的鍛造生產工藝、熱處理制度以及組織與力學性能之間的匹配關系，以達到指導同類產品實際生產的目的。

1、試驗材料

試驗選用我公司經兩次VAR熔煉生產的TA22鈦合金鑄錠，鑄錠直徑為φ710mm，其化學成分如表1所示。經金相法測定，其α+β/β相轉變點為：945℃。

表1 試驗用TA22合金錠化學成分（wt%）

2、試驗方法

試驗采用兩種鍛造工藝鍛制φ150mm的成品棒材，具體方案如表2所示。工藝A為原生產工藝，鑄錠開坯后在β相區經2火次拔長鍛造，α+β相區在β-(40～50)℃下經3～5火次拔長鍛造，鍛制成φ160～φ170mm棒坯；工藝A在β相區鍛比累積大于6.5，α+β相區鍛比累積大于6。工藝B為優化后生產工藝，鑄錠開坯后在β相區經2火次大變形鐓拔鍛造，α+β相區在β-(30～40)℃下經1火次鐓拔鍛造和3～5火次拔長鍛造，鍛制成φ160～φ170mm棒坯。工藝B在β相區鍛比累積大于14，α+β相區鍛比累積大于10。棒坯機加去除氧化皮和表面缺陷后得到φ150mm成品棒材。

表2 TA22合金棒材鍛造工藝方案

在成品棒材頭部切取φ150mm×25mm橫向樣片，以觀察棒材的R態低倍組織和邊部、R/2處和心部的顯微組織。按表3中的3種熱處理制度進行整體樣片熱處理后，在樣片的R/2處取樣檢測橫向力學性能，對比分析兩種鍛造工藝得到的棒材在3種熱處理制度下力學性能的變化。試驗顯微組織在Axiovert 200 MAT光學顯微鏡上觀測，室溫拉伸性能在Instron 5885電子萬能材料試驗機上進行，室溫沖擊韌性在JNS-300擺錘式沖擊試驗機上進行，斷口形貌在日本電子JSM6480型電子顯微鏡進行觀察。

表3 TA22合金棒材熱處理制度 

3、結果與分析

鍛態棒材的高低倍組織

圖1為兩種工藝鍛制的φ150mm規格TA22成品棒材的橫向低倍組織。 

圖1 TA22鈦棒材低倍組織由圖1可以看出，兩種工藝鍛制的棒材低倍組織均未見任何清晰晶和明顯的加工流線。但工藝A鍛制的棒材低倍整個截面存在較為明顯的片狀偽晶，偽晶粗大且分布不均勻；工藝B鍛制的棒材低倍組織整個截面為完全模糊晶，組織較工藝A的更加細小，組織分布均勻一致。

圖2為工藝A鍛制的φ150mm規格TA22成品棒材同截面不同位置的橫向高倍組織。由圖2可以看出，工藝A鍛制的棒材高倍組織為兩相區加工組織，晶粒粗大，組織一致性較差；邊部、R/2和心部位置均可以看到分布在晶界的連續或半連續狀的長條α相，晶內α相變形也很不充分，心部位置的部分α相已經趨向等軸化，但R/2和邊部位置局部可以看到明顯的晶體位向趨于一致的細小片層α相。另外，由于鍛造溫度較低，鍛后組織中分布在β基體上析出的初生α含量較高。

 圖2 工藝A鍛制的TA22棒材高倍組織圖3為工藝B鍛制的φ150mm規格TA22成品棒材同截面不同位置的橫向高倍組織。由圖3可以看出，提高鍛造溫度后，棒材組織為雙態組織，組織分布均勻一致；由于增大了鍛比，棒材不同位置的組織中均未見任何連續或半連續的晶界α相，初生α相等軸化程度較工藝A高，棒材邊部組織由于終鍛溫度及冷卻速度的影響，鍛后組織中析出的初生α相較多，次生α相較少；R/2處和心部的組織則因終鍛溫度較高冷卻速度較慢，析出的初生α相較少，次生α相較多。由于棒材心部冷卻速度較R/2處更慢，心部組織中的層片狀次生α相也較R/2處厚。

圖3 工藝B鍛制的TA22棒材高倍組織

分析后認為，原工藝A鍛制的棒材單相區和兩相區變形不充足，鑄錠開坯后僅有的2火次拔長鍛造工藝由于鍛比較小，坯料內部累積畸變能較小，原始β晶粒上形核和再結晶不充分，不能完全破碎和細化原始粗大的β晶粒，或者說破碎和細化的程度不夠，較大的β晶粒在鍛后冷卻過程中，首先沿著β晶粒的邊界析出等軸的初生α相，接著沿晶內依不同位向析出交叉或平行排列的層片狀次生α相。由于鍛后空冷的冷卻速度較緩慢，從晶界首先析出的等軸初生α相會隨溫度的降低逐步長大或聚集，大量的高溫β相隨溫度降低逐步轉變為條狀α相及β相，同時晶體內析出的層片狀次生α相厚度也會不斷增加。因鈦合金α相具有較強的組織“遺傳性”，粗大的晶界α相和層片α相遺留至組織中，在兩相區鍛造變形量不充足時，晶界的條狀α不能被完全破碎、打斷或使其等軸化，就會將部分平直或斷續的晶界α相遺留至成品棒材中。另外，鍛后空冷過程中，析出的具有相同位向的次生α相長度與粗大的原始β晶粒尺寸成正比，β晶粒越大，慢速冷卻下析出的次生α相越長，鍛造變形時打亂其晶內位向排列一致的α組織所需的鍛造比也就越大。而粗大的β晶粒和位向一致的晶內α相是導致棒材低倍組織呈現粗大偽晶的主要原因。當增加β相區鍛比，增大坯料內部畸變能后，可促使原始β晶粒在晶界上形核和發展再結晶，有效減小和細化原始β晶粒的尺寸，從而控制和減小晶界初生α相與晶內次生α相的尺寸。從而使晶體內部次生α相的位向排列更加易于打亂和破碎，減小坯料在α+β相區鍛造時破碎和細化α相所需的總鍛比，顯著增加α相的細化程度，使坯料在α+β相區更易得到均勻的加工組織。另外，工藝B提高加熱溫度后，提高了棒坯的終鍛溫度，使得初生α相析出減少，次生α相析出增多，鍛后組織轉變為雙態組織。

4、棒材的力學性能

工藝A和工藝B鍛制的棒材樣片整體按表1所示制度進行熱處理后，力學性能如表4所示。由表4可以看出，工藝A鍛制的棒材經三種熱處理制度處理后，室溫強度均高于690MPa，高出標準值較多，但伸長率卻不能完全滿足標準要求，每個制度下的同組的兩個試樣間性能差異較大，抗拉強度最大差異為19MPa，伸長率差異最大為5%，面縮差異最大為11%，這與棒材的組織不均勻有關。組織中長條晶界α相的存在會導致材料在塑性變形時位錯和滑移易沿某一方向產生應力集中，優先形成裂紋源，從而導致強度、塑性明顯下降；室溫沖擊韌性除第一種熱處理制度不合格外，其余兩種熱處理制度可滿足標準要求，個別試樣的沖擊韌性值甚至高達79J/cm2，但同組試樣的兩個數值差異也較大，另一個試樣的沖擊韌性值只有61J/cm2，這也是組織不均勻的反映。

表4 不同熱處理制度下TA22合金棒材的力學性能 

將圖1的四邊形OABC中的矢量等式r= b+ a- c的兩邊作自身的點積(數量積)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、斷口形貌

從表4可以看出，兩種鍛造工藝的棒材經850℃/1.5h?AC熱處理后，其沖擊性能均較其余兩種熱處理制度高。為對比分析兩種鍛造工藝斷裂韌性差異的原因，我們對經850℃/1.5h?AC熱處理后棒材沖擊試樣的宏觀和微觀斷口形貌進行了觀察，具體如圖4和圖5所示。

圖4 TA22合金棒材的沖擊斷口宏觀形貌 

圖5 TA22合金棒材的沖擊斷口微觀形貌

從圖4和圖5可以看出，經同一制度熱處理后，工藝A和工藝B的沖擊斷口均呈灰暗色，有較多的韌窩，說明斷裂均為韌性斷裂。斷口形貌都可以觀察到大量的韌窩，但工藝A的斷口形貌中的韌窩大小不一，而工藝B的斷口形貌中韌窩大小相對更均勻。工藝A對應纖維區較工藝B小，放射區所占比例較大，韌窩的數量也較少，且存在明顯的條狀溝槽和撕裂棱，這與其沖擊性能表現較低有較好的對應關系。沖擊斷口均有3個區域，分別為纖維區、放射區和剪切唇。隨著斷口上纖維區面積的減小，沖擊斷裂能量發生急劇下降，所以斷口上纖維區的大小可以定性的反映試樣沖擊性能的好壞。TA22為近α合金，韌窩形成位置為α/β相的截面處，斷裂時韌窩形成越大、越深，則表明其塑性變形能力越好。因此，工藝B得到的細小、均勻的雙態組織比工藝A得到的不均勻的兩相區加工組織表現出了更好的斷裂韌性。結論⑴采用大變形鐓拔工藝，使坯料在β相區總鍛比大于14，α+β相區總鍛比大于10，可改善棒材粗大的低倍偽晶問題，使其為完全模糊晶；同時，增加了棒材顯微組織中初生α相的等軸化趨勢，無任何長條或連續的晶界α相，組織更加細小均勻。⑵室溫性能差異大是組織不均勻的反映，均勻細小的雙態組織性能穩定性較好；經850℃/1.5h?AC熱處理后，棒材的強塑性匹配最佳，可在提高抗拉強度的同時提高沖擊韌性值。⑶兩種工藝下沖擊性能均為韌性斷裂，工藝B得到的細小、均勻的雙態組織比工藝A得到的不均勻的兩相區加工組織表現出了更好的斷裂韌性。