特种设备对减沉、高机能、高机动性的要求不休提高，亟需发展新型设备关键构件的轻量化及整体成形技术钻研。钛合金具备密度低、比强度高、耐热性好蹬着点,对实现兵器设备关键构件的减沉及高机能具备沉要意思[1]。旋压是一种综合了环轧、锻压、辊压等多种加工工艺特点的金属渐进成形工艺，具备出产周期短、资料利用率高、产品尺寸精度高、合适整体成形蹬着点[2-3]。旋压成形时,在旋轮与芯轴的共同作用下,坯料产生陆续部门塑性变形,变形区处于三向压应力状态,大大提升了资料的塑性成形极限，极度适合于难变形资料的加工成形[4-6]。旋压工艺已成为造备战斗部设备壳体及尾喷管、超音速导弹发起机及助推器壳体等复杂状态薄壁回转体类构件的首选成形工艺[7-8]。因而，钻研高强钛合金薄壁构件的旋压成形是极度有必要的。
由于冷加工时的变形抗力较大,目前针对高强钛合金回转体构件的旋压成形工艺及有关钻研报路重要集中在热旋领域。王思冰等[9]对Ti2AlNb合金锥形件剪切旋压工艺及其组织机能演变进行了钻研。由于热旋时组织中B2相粗化，导致Ti2AlNb合金鄙人一路次热旋压时的变形能力急剧降落，因而需在路次间进行退火处置，以提高合金的热加工性。该钻研批注无路次间退火处置的Ti2AlNb合金很难实现陆续多路次的热剪切旋压。詹梅等[10]钻研了加热温度以及偏离率对TA15钛合金热剪切旋压变形的影响机造，发现当坯料加热温度节造在500~600℃领域内且近零误差时能够获得尺寸精度高且显微组织均匀迪胙合金剪切旋压件。单德彬等[11]对TA15钛合金管材在多路次热旋压过程中的组织演变过程进行了钻研，了局批注，合金的变形水平、显微组织及织构在管材壁厚方向上存在显著差距，与旋轮接触的表层金属变形量大，与芯轴接触的内层金属变形量较幼，当累积壁厚减薄率达到85%时，这种不均匀性显著降低。只管热旋压可能提升资料的成形能力，但其制品表表通常形成氧化层，必要后续机械加工去除，增长了造作成本，尤其对于壁厚≤2mm的薄壁壳体构件，机加工难度大，限度了其利用。相比之下，冷旋压可直接成形高尺寸精度薄壁壳体构件，且无需后续机加工，出产效能更高。然而，目前尚无关于高强钛合金薄壁回转体构件冷旋压成形的钻研报路。
本文钻研了一种高强钛合金薄壁管的冷旋压成形工艺，所用资料为TC16钛合金。TC16钛合金是一种α+β型两相高强钛合金，其β不变动系数为0.83,靠近临界成分 1 [12]。该合金在退火状态下具备优异的室温塑性，能够像β钛合金一样冷镦成形螺栓等紧固件，并通过冷加工硬化作用或后续固溶时效处置使构件强度达到使用要求[13-14]，因而极度适合冷加工成形和热处置强化[15]。本文以TC16钛合金为试验资料，通过多路次冷旋压造备了表径为Φ95mm，壁厚仅为1.5mm的TC16高强钛合金薄壁管，并设计了3种热处置规划，钻研了冷旋压变形及热处置温度对管材显微组织及力学机能的影响。
1、试验资料及步骤
1.1试验资料
依照TC16钛合金名义成分(Ti-3Al-5Mo-4.5V,质量分数,%)进行配料，选取3次真空自耗电弧熔炼造备铸锭。经多火次铸造、斜轧穿孔、机加后造得管坯。将管坯内表表及芯轴表表涂抹光滑油,而后依照图 1所示方式进行装配并起头旋压。旋压方式采取三轮强力反旋压,过程如图2所示,工艺参数如表 1。旋压前初始管坯表径为 102 mm,壁厚为5 mm。经两路次冷强旋后,造得表径为95 mm,壁厚为 1.5 mm的 TC16薄壁管材。第 1路次壁厚减薄率为 50%,第 2路次为 40%,累积壁厚减薄率为 70%。别离在 550、650和 750℃下对旋压管材进行热处置,保温功夫均为180min，冷却方式为空冷。钻研旋压变形及热处置对管材显微组织及力学机能的影响。
表1三轮强力反旋压工艺参数
Table 1 Process parameters of three-roller power spinning
| 参数 | 数值 |
| 芯轴直径/mm | Φ92 |
| 芯轴长度/mm | 2000 |
| 旋转圆角半径/mm | R4 |
| 旋转直径/mm | P200 |
| 旋转成型角/(°) | 22 |
| 旋转后角/(°) | 15 |
| 旋转进给速度/(mm·min-1) | 100 |
| 旋转转速/(r·min-1) | 110 |
旋压前初始管坯的轴向显微组织如图3所示，力学机能如表2所示。初始管坯组织中可见原始β晶界，晶粒呈等轴状。晶粒内部藐幼的α及β片层交错分列，呈网篮编织状散布。初始管坯的屈服强度为695 MPa，伸长率达15%，断面收缩率高达43%，处于低强、高塑性状态，为后续冷旋压变形提供了优良的坯料筹备。
表2初始管坯力学机能
Table 2 Mechanical properties of the tubular billet
| 抗拉强度/MPa | 屈服强度/MPa | 伸长率率/% | 断面收缩/% |
| 790 | 695 | 15 | 43 |
1.2试验步骤
选取德国-Bruker-D8 Advance型X射线衍射仪(X-Ray Diffraction，XRD)对试样相组成进行分析。选取蔡司GeminiSEM 360型扫描电子显微镜(Scan-ning Electron Microscope，SEM)对试样轴向显微组织进行观察，并利用ImageJ图像分析处置软件对晶粒尺寸及相含量进行统计。沿管材轴向进行取样，利用INSTRON-5500R型电子全能试验机测试试样的室温拉伸机能，拉伸速度为0.5mm·min ?1，拉伸试验凭据GB/T 228.12021 [16]进行。
2、试验了局与会商
2.1相分析
图4为冷旋压态及分歧热处置态TC16钛合金试样的XRD图谱 Ｄ芄豢闯，分歧状态下试样均由α相及β相组成，并存在多角度α相及β相衍射峰。随着退火温度升高，XRD谱图中衍射峰向低角度方向产生幼角度偏移。
2.2 显微组织
旋压态试样的轴向显微组织如图5所示，其中旋压方向与旋轮进给方向一致 Ｄ芄豢闯，冷旋压后，初始管坯中的等轴晶(见图3)被压扁、拉长，形成了典型的冷塑性变形纤维组织。初始管坯中等轴晶内部的编织状a及β片层经旋压后被拉长,呈藐幼、均匀且交替散布的层片状散布。a片层的均匀厚度为0.15μm,β片层均匀厚度为0.11μm,片层间距极幼,为0.13μm。片层方向平行于旋压方向,即管材轴向。经统计,旋压态下a及β相的含量别离为76.9%、23.1%。
图6为550℃退火态显微组织SEM图 Ｄ芄豢闯,正本旋压态下光滑陆续的α、β片层产生破碎、失稳分化,并起头球化、再结晶。前期冷旋压变形时片层内部堆集了大量变形位错、亚晶界等高能量微观缺点，导致片层不变性降低。退火加热时，倒剽些高能量界面迁徙至与相界面接触时，会粉碎α/β相界面的平衡，在接触处形成热蚀坑。由于热蚀坑底部和边缘的α/β相界面曲率半径分歧，导致左近相界面的Al、Mo元素存在浓度梯度，在这种元素浓度差驱动下，片层不休溶化，热蚀坑尖端最终穿透片层，使正本陆续的α、β片层宰割为独立的晶粒。这种通过晶界扩散作用使片层分化球化的机造与文件[16]的钻研了局一致。本钻研中，由于冷旋压组织中的初始片层厚度极薄，经片层破碎分化形成的晶粒尺寸也极为藐幼，达到纳米级。这些微观尺度的纳米晶、超细晶以及残留片层在宏观上仍沿管材旋压方向呈流线形层片状散布，形成一种梯度混合组织[17]。这种旋压变形后通过静态再结晶过程得到纳米晶的景象在文件[18]中也有报路。图6批注，550℃退火后组织产生了回复、多变形化过程以及再结晶。本钻研中，由于合金在前期冷旋压变形时堆集了大量的形变能，在回复、多边化阶段，高位错密度的片层中产生位错的再散布和部门抵消，位错密度降低，从而有效解除了冷加工应力，此变动与退火后XRD衍射图谱向低角度偏移的了局一致。
图7a为650℃退火态试样的显微组织 Ｄ芄豢闯，当退火温度升高至650℃时，α、β片层已根本分化为块状或棒状。分化后的块状(或棒状)α及β相仍呈断续的层状散布，并伴随有显著的晶粒长大景象，组织产生不齐全再结晶。图7b为750℃退火态组织 Ｄ芄豢闯，经750℃退火后，组织产生齐全再结晶，晶粒尺寸藐幼、均匀，呈等轴状散布。α及β晶粒的均匀尺寸别离为1.17和1.36μm。对比分歧退火温度下试样的SEM图可知，随着退火温度的升高，组织经历了片层分化、球化，不齐全再结晶，到齐全再结晶的过程。
旋压态及退火态组织中 α相及 β相含量统计了局如表3所示 Ｄ芄豢闯，退火态合金中β相的含量高于旋压态，且随着退火温度升高，元素扩散能力加强，组织中α相逐步溶化，β相含量升高。750℃齐全再结晶组织中的 β相含量达到 43.7%。
表3分歧状态下试样中α相及β相含量对比
Table 3 Comparison of a phase andβ phase volume fraction in specimens under different conditions
| 试样 | α相含量/% | β相含量/% |
| 旋压态 | 76.9 | 23.1 |
| 550℃退火 | 73.9 | 26.1 |
| 650℃退火 | 62.5 | 37.5 |
| 750℃退火 | 56.3 | 43.7 |
2.3力学机能
冷旋压及分歧热处置态试样的力学机能测试了局如图8和表4所示。冷旋压态试样的抗拉强度、屈服强度以及伸长率别离为1126MPa、850MPa和14.5%。与初始管坯相比，抗拉强度提高42.5%，屈服屈服提升22.3%，同时伸长率无显著降落。冷旋压后强度提升重要有以下3个原因:
(1)冷变形后合金的加工硬化作用。冷旋压时，组织中的位错密度迅速增长，随着变形的进行，位错活动受晶界、相界故障产生塞积，形成位错缠结。在位错缠结及位错间交互作用的影响下，位错活动的阻力增长，合金强度增长。
(2)冷变形后组织细化。由图5可知，冷旋态下α/β片层间距极幼，组织中存在大量陆续的α/β相界面，这些相界面可能显著故障位错滑移，提升合金塑性变形的临界分切应力，从而提高强度。
(3)冷旋压形成的有利片层取向。冷旋压态纤维状片层方向平行于管材轴向，即旋压方向，进一步提高了合金的强度。合金在冷变形后仍维持高的伸长率(14.5%)重要与冷旋压态全a+β的片层组织结构有关。 Wu Z X等 [20]钻研批注,在全 α + β片层组织中，α/β相界面处产生应力集中可激活二次位错滑移带产生，从而缓解应变局域化，且随着相界面的增多，滑移带的散布更均匀，应变散布也越发均匀。此表，全a+β片层结构中交错散布的β片层也可能有效缓解应力集中趋向。综上所述，冷旋态组织中大量的α/β相界面以及均匀交错散布的β片层使冷变形后合金的伸长率未产生显著降落。这种冷变形后强度提高而塑性仍维持较高水平的景象在冷轧 Ti-7.5Mo板材、冷旋锻TB9钛合金中也有报路[21-22]
与冷旋压态相比，550℃退火态试样的抗拉强度(1099MPa)及伸长率(13.5%)略有降低，但屈服强度(1034 MPa)显著提高，较冷旋态提高了21.6%。结合图6可知，550℃退火态试样组织中存在大量由片层分化形成的纳米晶及超细晶，在细晶强化作用下，合金的屈服强度大幅提高。退火后合金的加工硬化作用解除，强化作用重要起源于纳米晶及超细晶。对比旋压态以及550℃退火态试样的机能可知，合金的抗拉强度受加工硬化、细晶强化以及片层取向等成分共同作用，而屈服强度则重要由纳米晶的细晶强化作用主导,加工硬化对其提升有限。有关钻研批注，梯度混合组织中的纳米晶及超细晶可将塑性变形限造在肯定领域内，不休减缓变形局域化及应力集中趋向,从而在提供细晶强化作用的同时保障合金的塑性[22]。此表，组织中的超细晶、纳米晶以及残留片层在宏观上仍呈平行于
管材轴向的层状散布，进一步保障了塑性。最终，在这种大尺度纤维状层片组织、幼尺度纳米晶及超细晶的共同作用下，550℃退火态试样阐发出优良的抗拉强度、屈服强度以及伸长率[23]。
与550℃退火态试样相比，650℃退火态试样的抗拉和屈服强度均产生降落，伸长率升高。结合图7可知，650℃退火态试样的组织产生了不齐全再结晶，同时晶粒长大粗化。随着冷加工硬化及细晶强化作用的解除，合金强度降落，伸长率提高。此表，该状态下高达37.5%的β相含量使得伸长率进一步提高。750℃退火态试样的伸长率最高，达到17.5%，这是由于齐全再结晶退火组织中晶粒藐幼、均匀，且该状态下合金中β相含量最高所致[24]。
表4旋压态及热处置态试样的力学机能
Table 4 Mechanical properties of specimens in spun and heat treated conditions
| 试样 | 抗拉强度/MPa | 屈服强度/MPa | 伸长率/% |
| 初始态 | 790 | 695 | 15 |
| 旋压态 | 1126 | 850 | 14.5 |
| 550℃/3h | 1099 | 1034 | 13.5 |
| 650℃/3h | 904 | 875 | 16.0 |
| 750℃/3h | 890 | 856 | 17.5 |
3、结论
(1)冷旋压成形的TC16钛合金薄壁管材呈纤维状全片层组织。退火后，组织经历了片层分化、球化,不齐全再结晶,到齐全再结晶的过程。
(2)合金的抗拉强度受加工硬化、细晶强化、
片层取向等成分共同作用，屈服强度重要与纳米晶及超细晶贡献的细晶强化作用有关，加工硬化作用对屈服强度的提升水平有限。550℃退火态试样呈纳米晶、超细晶以及残留片层组成的层状梯度混合组织，在细晶强化作用下，屈服强度最高，达到1034 MPa，同时伸长率无显著降落。
(3)随着退火温度升高，合金中β相含量增长，伸长率升高。750℃退火态试样β相含量达43.7%，伸长率最高，达到17.5%。
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（注，原文标题：旋压变形及热处置对TC16钛合金薄壁管材组织机能的影响_刘姣）
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