1、 引言

為了解不同的軋制工藝對TC11鈦合金厚板組織和性能的影響，本章著重從軋制溫度、軋制變形量、軋制換向方式三方面入手對TC11鈦合金厚板的組織與性能開展研究。分析不同的開坯軋制溫度、軋制變形量和軋制換向方式對 TC11鈦合金厚板熱態以及退火態組織性能的影響，確定最佳的軋制工藝參數。本文章采用四輥可逆式 1200mm 熱軋機參數如表 3.1 所示。

2 、開坯溫度對TC11鈦合金厚板組織及性能影響

為了研究不同的軋制溫度對TC11鈦合金厚板組織和性能的影響，本文采用了兩種不同的軋制溫度對TC11板材進行開坯軋制[57]，表 3.2 為不同軋制溫度的軋制工藝。

對兩種不同的開坯工藝制得的 40mm 厚TC11板材，分別測試其熱態的顯微組織及力學性能，并進行對比，研究不同的軋制溫度對TC11厚板熱態顯微組織的影響，隨后對兩種工藝下制得的板材進行 990℃/1h AC+550℃/6h FC 成品熱處理，對比分析兩種工藝對成品TC11板材的組織及性能的影響。

2.1 開坯溫度對TC11鈦合金厚板顯微組織的影響

為研究不同的軋制溫度對TC11鈦合金厚板熱態顯微組織的影響，對不同軋制溫度的工藝下制得的熱態板材顯微組織進行了觀察。圖 3.1 為經兩種不同開坯軋制溫度制得 40mm 厚熱軋板的顯微組織。

從圖中我們不難看出，不同的開坯溫度對TC11鈦板材的熱態顯微組織影響很大。板材經 1#工藝（α＋β兩相區開坯）軋制后獲得了α＋β兩相區加工組織，板材的顯微組織由等軸的初生α和片層狀的次生α以及β相組成。這是由于在該工藝下，板材兩火軋制均在兩相區上部開始變形，并終止在兩相區，在變形的過程中發生動態回復與再結晶。經變形后，初生α等軸化，同時，在冷卻的過程中β基體上逐漸析出片層狀的次生α，從而板材獲得了典型的雙態組織，該組織的綜合力學性能較好。而板材經過 2#工藝（β單相區開坯）軋制后雖然也獲得了α＋β兩相區加工組織，但組織形貌與 1#工藝截然不同，板材的顯微組織由細小的網籃組織組成。

這是由于在該工藝下，板材在β單相區開坯軋制，即板材在單相區開始變形，變形終止在兩相區。隨著軋制的溫降，在β晶界處優先析出α相，因此晶界α最早承受變形，隨著變形的進一步增加，長條的晶界α斷開，形成斷續的α相，而晶粒內部析出的α束集經過一定的變形相互交錯，形成編織狀。該類型組織有利于阻礙裂紋擴展，提高板材的斷裂韌性和沖擊韌性[65]。

對兩種軋制工藝下獲得的熱態板材進行熱處理，熱處理制度為 990℃/1hAC+550℃/6h FC，對其顯微組織進行了觀察。圖 3.2 為經兩種不同開坯軋制溫度，兩火軋至 40mm 后，經 990℃/1h AC+550℃/6hFC 雙重退火后的顯微組織。

從圖中我們可以看出，兩種工藝下的板材經成品退火后，初生α晶粒逐漸等軸化，次生α晶粒條狀化，呈雙態組織。但也有明顯區別，1#板材經退火后，初生α晶粒在有著明顯長大，經檢測，其平均晶粒尺寸為 10~20μm，而 2#板材經高溫退火后，α相向β相轉變，且編織狀的長條α逐漸等軸化，在后續時效過程中，β基體中析出次生α，呈條狀分布，初生α晶粒尺寸較 1#工藝板材細小，約 10μm 左右。

2.2 開坯溫度對TC11鈦合金厚板性能的影響

為研究不同的軋制溫度對TC11鈦合金厚板性能的影響，對不同軋制溫度的工藝下制得的熱態板材的縱、橫向室溫拉伸和沖擊性能進行了測試。表 3.3 為經兩種不同開坯軋制溫度軋至 40mm 時熱軋板的縱、橫向力學性能。

由上表我們不難看出，1#與 2#工藝下板材的縱橫向力學性能差異均較小，并且 1#工藝的室溫抗拉強度略高于 2#工藝的板材，且延伸率與斷面收縮率明顯優于2#工藝的板材，但沖擊性能明顯低于 2#工藝的板材。這是由于開坯溫度不同導致的板材組織不同。一般情況下網籃組織的抗拉強度與沖擊性能優于等軸組織，而延伸率偏低。但是優于動態回復與再結晶的作用，1#工藝在β基體中存在一定量的片層狀次生α’相。次生α’相一定程度上提升了板材的抗拉強度，但是由于次生α’相過于薄并且體積分數較低，因此對沖擊性能改善不明顯。

對兩種軋制工藝下獲得的熱態板材進行熱處理，熱處理制度為 990℃/1hAC+550℃/6h FC，對其縱、橫向室溫拉伸和沖擊性能進行了測試。表 3.4 為經兩種不同開坯軋制溫度，兩火軋至 40mm 后，經 990℃/1h AC+550℃/6h FC 雙重退火后的力學性能。

從上表可以看出，經 990℃/1h AC+550℃/6h FC 雙重退火后，兩種工藝板材縱橫向力學性能均較好，較退火前 1#、2#工藝的板材抗拉性能有小幅度提升，1#工藝的延伸率以及 2#工藝的沖擊性能有大幅度提升。1#工藝是由于球狀的亞穩定β相繼續分解，同時片層狀的次生α’相逐漸增厚，并且初生α相繼續長大所致。而2#工藝的拉長的初生α相逐漸斷裂，然后長大。同時次生α’在拉長的β晶界處生成，因原始的初生α相呈編織狀排列。由于組織的繼承性，退火后的組織也沿原始β晶界程一定編織狀排列，因此極大的提高了材料的沖擊性能。

因此，綜合考慮 1#、2#工藝的熱態和退火態的組織和力學性能以及最終不同狀態TC11成品的需求量，對于退火態板材供貨的產品采用 1#工藝進行生產，對于熱態交貨的產品采用 2#工藝生產。

3、軋制方式對TC11鈦合金厚板組織及性能影響

由于供貨激光成型用基板的TC11厚板要求網籃組織供貨，而普通TC11厚板要求雙態組織供貨。編織狀態的TC11厚板與雙態組織供貨的TC11厚板均與原始組織編制狀態有關。由于同一錠號的板坯數量有限，為產品交付后的穩定性同時節約材料，本章節只采用 2#工藝的板材進行軋制方式的比對熱軋方式對材料縱橫向力學性能差異的影響。軋制方式確定前對板坯坐標系加以定義，如圖 3.3 所示，方便后文描述。

板材的熱軋方式主要有以下五類：

（1）全縱軋法。所謂縱軋就是板材的延伸方向與原料(板坯)縱軸(Y 軸)方向相一致的軋制方法。

（2）全橫軋法，即將板坯進行橫軋（沿 X 軸）直至軋成成品。此法只能用于板坯長度大于或等于成品板材寬度時。

（3）綜合軋制法即橫軋—縱軋法。綜合軋制法，一般分為三步，首先縱軋(沿Y 軸)1~2 道次，平整板坯，稱為成型軋制，然后轉 90°（沿 X 軸）延伸到所需的板寬，稱為展寬軋制。然后再轉 90°(沿 Y 軸)進行縱軋成材，稱為延伸軋制。

（4）角軋—縱軋法。所謂角軋就是將軋件縱軸與軋輥軸線成一定角度(與 Y軸成一定角度)送入軋輥進行軋制的方法。

（5）縱橫軋制法。即先沿板坯的縱軸(Y 軸)軋制較大的變形量到一定程度，通過剪切下料的方式垂直于開坯軋制方向切出板材寬度，再換向 90°進行以后的軋制的方法。

就這五類軋制法進行分析，（4）由于采用一定角度換向，幾何損失大，批次穩定性控制難度大，在現代工廠軋制中已經很少用到，一般在軋制寬幅較大的板材過程中，如出現板材延長度方向上的不均勻形變，或者來板坯厚度較大時，在軋制過程道次中間選擇采用，本研究中不考慮。

（1）~（2）都是始終沿著一個方向軋制，各向異性必然最大，成品板材縱向變形量最大，因此縱向一般情況下優于橫向。本章節將（1）、（2）合并，考慮為一種軋制方式。（3）、（5）由于存在縱、橫兩個方向的變形，考慮到成品板材厚度 40mm 制定出如圖 3.4 工藝方案。

實驗方案：

工藝 A：熔煉→鍛造→板坯加熱（單相區）→熱軋（沿 X 軸）至 90mm→水冷→二火加熱（兩相區）→熱軋（沿 X 軸）42mm→熱矯→表面處理（水磨）→熱態取樣→成品熱處理取樣分析。

工藝 B：熔煉→鍛造→板坯加熱（單相區）→熱軋（沿 X 軸）至 90mm→水冷→切寬 1040mm（中斷）→二火加熱（兩相區）→熱軋（沿 Y 軸）42mm→熱矯→表面處理（水磨）→熱態取樣→成品熱處理取樣分析。

3.1 軋制方式對TC11鈦合金厚板顯微組織的影響

將兩種工藝方案的不同方向變形量列表 3.5 如下：

軋制到 40mm 板材后板材的熱態顯微組織如圖 3.5 所示，退火態下的縱橫向顯微組織如圖 3.6 所示。

由圖 3.5 可以看出，熱態的兩種工藝下，組織均為由少量等軸的α相和拉長呈編織狀的α相以及殘余β相組成的網籃組織。圖 3.5（a）橫向組織由于此方向一直未發生形變，因此等軸的α相比例稍高。但是從縱向 3.5（b）中可以看出此方向晶粒明顯被拉長，在高溫變形過程中，發生動態回復再結晶，新生成的α相明顯有拉長并沿伸長的β晶界處富集。此時的位錯能相對較高。從形貌上看，新生成的拉長的α晶粒縱橫比一般為 10~20。而圖 3.5（c）可以明顯看出晶粒尺寸大于圖（a），這是由于板材在橫向上先發生大量變形，在變形過程中更早的發生動態回復與再結晶，優先生成的再結晶晶核長大時間較長，長大更為充分所致，從圖紙形貌上觀察縱橫比約為 7~10。圖 3.5（d）為工藝 B 的熱態縱向顯微組織，從圖中可以發現其晶粒尺寸稍大于全橫向軋制工藝。但是新生成的拉長的α晶粒縱橫比略小于工藝 A，同時β相比例稍高于工藝 A。這是由于縱向累積變形量小于 A工藝所致。尤其在二火軋制過程中，工藝 A 雖然縱向總變形量為 80%，但是先發生接近 50%的變形量，并充分冷卻后再發生 57%左右的變形量。這對式樣的縱向拉伸性能影響十分巨大。

兩 種 軋 制 工 藝 下 獲 得 的 熱 態 板 材 進行 熱 處 理， 熱 處 理制 度 為 990 ℃/1hAC+550℃/6h FC，退火后顯微組織如圖 3.6 所示。

從圖 3.6 中我們可以看出，兩種工藝下的板材經成品退火后，初生α晶粒逐漸斷裂開來（等軸化），次生α晶粒條狀化，呈雙態組織，并且晶粒有長大趨勢。

同時其顯微組織與原始初生α晶粒的形貌息息相關。兩種工藝的顯微組織也有明顯區別，A 工藝板材經退火后，初生α晶粒比例略低于 B 工藝，同時隨著固溶時效退火的進行，初生α晶粒比例低于熱態組織，殘余β晶粒與次生α晶粒交錯形成在原始β晶界處。工藝 B 板材經高溫退火后，α相向β相轉變，且編織狀的長條α逐漸等軸化，在后續時效過程中，β基體中析出次生α，呈條狀分布。同時可以明顯的看出工藝 B 的縱橫向顯微組織差異更小。

3.2 軋制方式對TC11鈦合金厚板力學性能的影響

為研究不同的軋制方式對TC11鈦合金厚板性能的影響，對不同軋制工藝下制得的熱態板材的縱、橫向室溫拉伸和沖擊性能進行了測試。表 3.6 為經兩種不同軋制工藝軋至 40mm 時熱軋板的縱、橫向力學性能。

對兩種軋制工藝下獲得的熱態板材進行熱處理，熱處理制度為 990℃/1hAC+550℃/6h FC，對其縱、橫向室溫拉伸和沖擊性能進行了測試。表 3.7 為經兩種不同軋制工藝，兩火軋至 40mm 后，經 960℃/1h AC+550℃/6h FC 雙重退火后的力學性能。

從表 3.6 和 3.7 中可以看出，工藝 A 由于兩火次變形均沿一個方向發生形變，導致力學性能差異巨大，各項異性明顯。縱橫向力學性能差值近 70MPa。而工藝B 由于兩個方向均存在較大程度的變形各向異性減弱，縱橫向力學性能差值為20MPa 左右。工藝 A 的橫向力學性能較差，但是工藝 A 的 L 向力學性能較為優異，延伸率也較好。這與縱橫向變形不均勻有直接關系。退火前后工藝 B 的沖擊性能均高于工藝 A，A 延伸率也優于工藝 B，從顯微組織可以明顯看出，由于工藝 A 的組織更為等軸化，工藝 B 片層狀的晶粒以及退火后生成的片層狀的次生α晶粒相對沖擊裂紋的擴展起到阻礙以及改變路徑增加了吸收的能量。因此在退火后對材料的沖擊性能均有較大幅度的改善。

4、 開坯變形量對TC11鈦合金厚板組織及性能影響

為了研究不同的軋制變形量對TC11鈦合金厚板組織和性能的影響，本文選用表 3.1 中 2#工藝（β單相區開坯），并采用了三種不同的軋制變形量對TC11板材進行開坯軋制。表 3.8 為不同軋制變形量的軋制工藝。

對三種不同的軋制變形量工藝制得的 40mm 厚TC11板材，分別測試其熱態的顯微組織及力學性能，并進行對比，研究不同的軋制變形量對TC11厚板熱態顯微組織的影響，隨后對該三種工藝下制得的板材進行 990℃/1h AC+550℃/6h FC成品熱處理，對比分析三種工藝對成品TC11板材的組織及性能的影響。

4.1 開坯變形量對TC11鈦合金厚板顯微組織的影響

為研究不同的軋制變形量對TC11鈦合金厚板熱態顯微組織的影響，對不同軋制變形量的工藝下制得的熱態板材進行顯微組織進行了觀察。圖 3.7 為相同TC11 坯料經三種不同軋制變形量軋制到 40mm 時熱軋板的顯微組織。

從圖中我們可以看出不同的開坯變形量對成品板材熱態組織影響很大。當開坯變形量為 40%時，板材獲得長條α和局部網籃組織，當開坯變形量增大至 55%時，形成不均勻的網籃組織，此時長條α仍較多，而當開坯變形量繼續增大至 65%時，板材獲得了均勻的編織狀網籃組織。這是由于變形量較小時，晶粒內部的α束集未完全發生變形，隨著變形量增大，長條α發生扭曲變形，不同方向的長條α相互交錯，呈編織狀態，因此網籃組織越均勻。所以，在單相區加熱并開始軋制，同時開坯軋制時變形量控制在 60%左右時，板材可獲得均勻的網籃組織。

對三種軋制工藝下獲得的熱態板材進行熱處理，熱處理制度為 990℃/1hAC+550℃/6h FC，對其顯微組織進行了觀察。圖 3.8 為經三種不同軋制工藝，兩火軋至 40mm 后，經 990℃/1h AC+550℃/6h FC 雙重退火后的顯微組織。

從圖中我們不難看出，三種軋制工藝下獲得的板材經成品雙重退火后均得到雙態組織。但開坯變形量為 40%的板材經退火后形成有大量長條α存在的雙態組織，而當開坯變形量增大至 55%的板材經退火后獲得了不均勻的雙態組織，長條α仍然存在，當開坯變形量為 65%時，板材經退火后獲得均勻的雙態組織，晶粒尺寸細小。

對比TC11鈦合金板材的熱態和退火態組織發現，其組織有良好的傳承性，均勻的網籃組織經雙重退火后得到的雙態組織非常均勻，晶粒尺寸細小。

4.2 開坯變形量對TC11鈦合金厚板性能的影響

為研究不同的軋制變形量對TC11鈦合金厚板性能的影響，對不同軋制變形量的工藝下制得的熱態板材的縱、橫向室溫拉伸和沖擊性能進行了測試。表 3.9為經三種不同軋制工藝軋至 40mm 時熱軋板的縱、橫向力學性能。

從表中可以看出：三種軋制工藝下，板材的抗拉強度均能達到 1020MPa 以上，延伸率達到 13%，沖擊韌性大于 30 J/cm² 。隨著開坯變形量的增加， TC11熱態板材的縱、橫向性能差異逐漸變小，這主要是由于網籃組織隨著變形的增加而變形均勻；同時，隨著開坯變形量的增加，TC11 板材熱態沖擊韌性逐漸提高，這是因為開坯變形量越大，板材獲得更加均勻的網籃組織，編織狀交錯的α相有阻礙裂紋擴展的特性。

對三種軋制工藝下獲得的熱態板材進行熱處理，熱處理制度為 990℃/1hAC+550℃/6h FC，對其縱、橫向室溫拉伸和沖擊性能進行了測試。表 3.10 為經三種不同軋制工藝，兩火軋至 40mm 后，經 990℃/1h AC+550℃/6h FC 雙重退火后的縱、橫向力學性能。

從上表可以看出，經 990℃/1h AC+550℃/6h FC 雙重退火后，三種工藝下的板材強度和沖擊韌性有了大幅提升，塑性也有所提高。這是由于經退火后，網籃組織轉變成了雙態組織，大量的片層狀次生α相，提高了材料的強度，也利于材料的沖擊性能。且隨著開坯變形量的增加，板材的縱、橫向性能差異逐漸變小；同時，隨著開坯變形量的增加，TC11 板材強度和沖擊韌性逐漸提高，這是因為開坯變形量越大，板材獲得更加均勻的網籃組織，經退火后獲得細小的雙態組織，細小的等軸組織有利于提高材料的強度，細小的片層狀次生α有阻礙裂紋擴展的特性，從而提高板材的沖擊性能。

由于本研究涉及企業的新產品開發技術，根據企業技術保密協議和訂貨商合同要求，研究中的部分工藝參數不能詳細表述，僅做相關原則說明。

4.3 開坯變形量對TC11鈦合金厚板不同厚度位置顯微組織的影響

由于設備能力有限，熱軋厚板在開坯軋制過程中的實際單道次壓下量有限，軋制過程的變形總是會從板坯的表層逐漸滲透到板材心部，為保證板材厚度方向上的組織一致性，必要保證材料的道次變形量和總變形量。但是實際工業生產過程中，由于在軋制過程中的溫降，板坯表面和邊部降溫尤其快，隨著溫度的下降材料的塑性明顯降低，這個時候如果繼續大變形量變形會導致材料表面和邊部開裂，使成品率下降，或產生廢品。因此選擇一個合適的經濟實用的變形量對于厚板的工業化生產十分必要。圖 3.9、3.10、3.11 分別反映開坯變形量為 40%、55%、65%變形量面材料表層與中心層的這種差異圖。

上圖為開坯 40%變形量下TC11中心層與表層的顯微組織，為增大視野，更多的暴露出高向上的形變差異帶來的組織差異，選用 200 倍顯微組織圖作為比對。可以在圖 a 中間明顯看見高向上未完全破碎的原始α晶粒。區間范圍為中心層約 100~150μm。這種未破碎的拉長狀組織縱橫比一般為 0.1，甚至更多，這與上下表層發生變形后的長條狀α晶粒縱橫比一般為 7~20 呈現出巨大差異，為這會對材料的拉伸性能帶來巨大影響。

上圖為開坯 55%變形量下TC11中心層與表層的顯微組織，從上圖中可以明顯看出，在高度方向上，不同位置的板材均發生較好變形，晶粒破碎充分。初生的α晶粒呈略微拉長狀態。并且縱橫比總體小于圖 3.9 中 40%變形量下的縱橫比。

上圖為開坯 65%變形量下TC11中心層與表層的顯微組織，圖 a 我們可以明顯看出表層顯微組織明顯粗化，同時中心層局部地區出現出現β斑，這是由于變形量過大心部溫度上升過快，使局部溫度過高導致。適當的降低軋制速度可以有效改善局部過熱現象。但是降低了軋制速度會導致材料表面及邊部的溫度大幅度下降，這在后續軋制過程中極易出現表面裂紋或裂邊現象。如圖 3.12 所示。

因此綜上所述，TC11鈦合金的開坯變形量最好控制在 55%~60%之間，變形量過小不利于變形深入到板材內部，而變形量太大軋制時間過長又容易出現板面裂紋和心部過熱現象，如生產上必須采用更大的變形量時，適當降低軋制速度同時進行回爐再加熱的方式進行軋制，由于具體軋制壓下及回爐再加熱工藝設計，涉及我公司TC11組織控制專有技術，本文不作相關描述。

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