發布日期：2024-12-12 9:52:15
引言
鈦金屬在地殼中的儲量十分豐富。鈦及其合金因具有低密度、高比強度、耐高溫、耐腐蝕及可焊性好等優點，已被廣泛應用于航空航天、能源工業、船舶制造、生物醫療及武器裝備等領域[1-2]。特別是在航空航天領域，鈦合金憑借其輕質高強的性能優勢，擁有比其它金屬材料更加重要的地位，并已成功加工制造出航空發動機葉片、飛機彈簧和燃油泵葉輪等關鍵部件[3-4]，如圖1a所示。然而隨著航空航天工業的進一步發展，鈦合金的服役溫度從最初的300～400℃逐漸提高至600℃及以上，這對鈦合金的結構承載能力提出了更加苛刻的要求。鑒于此，相關科研工作者嘗試向鈦合金中添加一些其他合金元素，如硅、鉬和稀土元素等，用于提高鈦合金的服役溫度[5-6]。
然而研究結果表明僅通過添加元素成分對提升鈦合金綜合性能具有極大的局限性，且會對鈦合金的后續加工及回收產生巨大的影響。考慮到鈦合金的成形及性能特點，采用合理且有效的熱加工工藝是實現鈦合金組織和性能調控的重要手段，也是制造鈦合金精密的大型框架結構件的有效途徑[7]。
鍛造是能夠同時實現鈦合金控形和控性的成形方式之一[8]。據統計，80%以上的航空發動機鈦合金葉片均是由鍛造成形而獲得[9]。圖1b是鈦合金典型的鍛造過程示意圖。鈦合金鑄錠先被加熱到一定溫度并保溫一段時間，隨后將其置入模具中，在外加壓力的作用下，一些鑄造缺陷在鍛造過程中消除。同時，由于鈦坯發生劇烈的塑性變形，晶粒變得細化且相對均勻[10]。據文獻[11]報道，鍛造成形可以使鈦合金的晶粒尺度達到微米級甚至亞微米級別，且使其具有優異的力學性能。然而，由于鈦合金存在導熱性能差、變形抗力高及易高溫氧化等問題，增加了其鍛造工藝的設計及優化的難度。此外，鈦合金成形窗口窄，進一步限制了其鍛造工藝的把控，最終導致鈦成品件具有極高的生產成本[12]。因此，合理且有效的優化鍛造工藝對提高鈦合金的實際應用價值具有重要意義。本文將較系統性地綜述航空用鈦合金鍛造工藝研究進展，通過歸納并介紹了鈦合金鍛造的幾種典型工藝，結合鈦合金鍛造工藝參數對微觀組織及力學性能的影響，提出能夠兼顧鈦合金組織、性能、成本及生產效率的策略及展望，這些方法為鈦合金熱加工技術的發展提供了重要的研究思路和方向。
1、鈦合金的鍛造工藝概述
鈦合金構件常采用熱模鍛成形獲得。鈦坯在鍛造時的成形溫度一般高于再結晶溫度，該情況下鈦合金具有較好的流動性及成形能力，且可以有效地克服其變形抗力[13-14]。若根據模具和鍛件的溫度是否相同將鍛造工藝進行分類，可分為非等溫鍛造和等溫鍛造。
1.1非等溫鍛造
非等溫鍛造包括常見的自由鍛、模鍛等，以這種鍛造方式成形時，模具或砧板溫度低于鍛件溫度，一般約為鍛件溫度的10%～35%[14]。較低的模具溫度不僅可以增加模具材料的選擇范圍，還能降低模具成本并提高鍛造效率。如KIMJY等[15]研究了Ti-6Al-4V鈦合金非等溫多步鍛造及組織演變規律，如圖2所示。他們先將Ф40mm×60mm的圓柱形鑄錠加熱至940℃保溫30min，隨后將鑄錠轉移出爐并沿高度方向下壓20mm，再經過反復翻轉及鍛打，獲得所需形狀，其具體過程如圖2a和圖2b所示。
整個鍛造過程中模具溫度均維持在350℃。由圖2c可知，鍛造前該合金的微觀組織表現出典型的魏氏組織形態，其中原始β晶粒的晶界清晰可見;而鍛后的微觀組織是由含量超55%的等軸α相、少量粗大片狀α相及殘余β相所構成的等軸組織，如圖2d所示。
在非等溫鍛造過程中，鈦合金坯料上的瞬態溫度變化極其復雜，目前尚未有被認可的理論模型用于預測。因鍛件及模具的復雜性，將鍛件的瞬態溫度與時間相關聯十分困難。有限元軟化的開發與應用對鈦合金熱模鍛工藝的設計及優化起著重要作用，其可以預測合金鍛造過程中實時的場域及組織演變過程[16-17]。目前，不少學者將其與一些相關的理論模型相結合，用于制定更加合理的熱加工工藝[18-19]。有限元模擬還可以預測鈦合金在鍛造過程中的殘余應力分布，且研究結果表明[20]，鍛件的徑向殘余應力沿中心軸呈對稱分布，鍛件表面受拉應力作用，而心部表現出明顯的應力集中，并呈壓應力狀態，且鍛件上的殘余應力與鍛造溫度成反比，與變形量呈正比。
盡管采用非等溫鍛造而獲得的某些鈦合金結構件也得到了相對較好的應用，但這種鍛造方式易使鈦合金鍛件表面形成顯著的硬脆層[21-23]。這種硬脆層是由富氧α層及鈦的氧化皮構成，其會造成鈦合金組織均勻性較差且塑性大幅度降低。即使在鍛造前鍛坯表面涂覆防氧化材料，但仍然會在鍛件某些部位形成較厚的硬脆層。此外，某些鈦合金在采用非等溫鍛造成形時還會出現一種典型的組織現象，即冷模組織[24-25]，這種組織會導致鈦合金性能下降。雖可以在后續的機加工過程中切除了該組織，但這不僅會破壞鍛造時的金屬流線，還會造成極大地浪費，進而增加了加工成本。鈦合金在進行非等溫鍛造時，坯料與模具各個部位接觸時間不同，不同區域的實際變形溫度也不同，即使采用有限元仿真模擬也無法十分準確地預測每個區域的溫度變化，進而導致這些區域的組織演化和性能改變也無法精準判斷。
為避免采用非等溫鍛造成形的鈦合金鍛件中出現冷帽、剪切帶或不均勻的殘余應力等問題[26]，故在對鈦坯進行非等溫鍛造成形時常要求工件形狀相對簡單，同時需降低溫度變化梯度且減小預制件的長寬比。然而，較大、大型或超大型鈦合金鍛件是當前的重要需求，也是未來鈦合金發展的主流趨勢之一，但考慮到壓機承受能力等，單次模鍛無法達到預期形狀，這類鍛件多采用多火次成形才能獲得預期形狀及尺寸。這種情況下，每一火次的進出爐均需要高昂的加工成本。傳統的分割式鍛造成形雖無需過高的承載要求，但各部位鍛件焊接拼合整體工件時仍存在諸多問題，一體化鍛造成形也是當前針對這類鍛件的主流之一。
1.2等溫鍛造
20世紀90年代中期，SALISHCHEVA等[27]提出一種新的鍛造方式，即等溫鍛造。采用該方法可制備出具有超細晶的金屬坯料，該工藝在實施時需將模具加熱到與坯料相同的變形溫度并以較低的變形速率實現鍛造成形。與非等溫鍛造相比，等溫鍛造可以在比較窄的溫度窗口下獲得所需鍛件，能夠一步完成形狀復雜、薄壁或高剛度的鍛件成形，同時消除冷帽、剪切帶和冷模組織等缺陷且大大降低材料應變硬化的影響，實現金屬的凈成形或近凈成形。由等溫鍛造獲得的合金構件顯微組織更加均勻，機械性能更好[28]。因此，等溫鍛造較適用于形變比較困難的金屬，如鈦合金、γ-TiAl合金等[29]，可用于生產發動機等處于高溫工況下的構件。根據加載方式的不同，可將等溫鍛造進一步劃分為單向等溫鍛造和多向等溫鍛造[22，30-31]。
1.2.1單向等溫鍛造
單向等溫鍛造是金屬材料沿著同一個方向進行單次或多次等溫鍛造的工藝。通常，單向等溫鍛造的應變速率比較小，通過不斷增大坯料的變形量，進而獲得所需鍛件形狀及性能[14]。鍛造后工件的顯微組織及性能均會受合金成分、鍛造溫度及應變速率的影響。鈦合金經單向等溫鍛造后的微觀組織常表現為等軸組織的特征，同時合金的塑性和抗拉強度均有一定的提高[28]。
李凱等[32]研究了鍛造溫度對TC11鈦合金在α+β相區單向等溫鍛造過程中微觀組織演變，結果表明鍛后初生α相呈等軸狀或近似等軸狀，其含量與等溫鍛造溫度呈反比，而β轉變組織與等溫鍛造溫度呈正比，這導致鍛后該合金經過退火后的塑性及強度均有升高。此外，隨著鍛造溫度的升高，鍛后微觀組織由等軸組織向雙態組織轉變，且整體來說，TC11鈦合金經等溫鍛造后，微觀組織均勻性明顯增強。相比之下，常規單向鍛造后微觀組織均勻性相對比較弱，與FANGXＲ等[33]的研究結果一致。此外，單向等溫鍛造在變形過程中會形成變形織構，造成鍛后合金出現各向異性[34]，進而限制這種鍛造工藝的應用。若鍛件尺寸相對較大或形狀相對較復雜，僅采用單方向的等溫鍛造或許無法充分成形，進而造成鍛件組織和性能相對不均勻。
1.2.2多向等溫鍛造
多向等溫鍛造是一種多應用于大坯料發生超塑性變形的工藝，在該工藝的實施過程中，坯料的加載方向不斷發生變化，最終獲得所需成品件。該工藝不僅可以有效消除變形“死區”，還能大幅度降低各向異性，進而使成形件在各個方向的組織及性能更加均勻[35-36]。如ZHANGZX等[37]研究了鑄態Ti-6Al-4V鈦合金在多向等溫鍛造過程中的微觀組織演變及力學性能，發現三步多向等溫鍛造能夠獲得均勻且細小的等軸組織，其中α相尺寸約為1.9μm，且鍛造過程中組織演變機制為連續動態再結晶和不連續動態再結晶。同時，他們還發現微觀組織的再結晶百分數及組織均勻性與鍛造翻轉次數均呈正相關。此外，經多向等溫鍛造后，鑄態Ti6Al-4V鈦合金的室溫及400℃的力學性能顯著提高，且拉伸斷裂機制由鍛前的脆性斷裂轉變為韌性斷裂。
多向等溫鍛造的應用范圍相對較廣，其不僅適用于合金元素比較少的Ti-6Al-4V鈦合金，還適用于鋁元素含量超過40%的γ-TiAl合金[14，38-40]。ZHUK等[40]研究了Ti-44Al-4Nb-1.5Cr-0.5Mo-0.2B合金的多向等溫鍛造過程及組織演變，如圖3所示，所采用的具體鍛造工藝如下:將Ф60mm×100mm的鑄錠升溫至1200℃并保溫2h，沿高度方向分兩次鍛造獲得高度為40mm的圓坯。為釋放鍛造過程中產生的內應力，將圓坯在1100℃下保溫1h，隨后圓坯翻轉90℃，并在1100℃的溫度下鍛造，高度變為30mm，鍛造工藝如圖3a所示。該合金經第1次多向等溫鍛后的微觀組織由約90.1%的γ相、1.5%的α2相及8.4%的β/B2相組成，如圖3b所示(ＲL、KL、FG和CG分別表示剩余的片層α相、彎曲的片層α相、細小的晶粒和粗大的晶粒)，經1100℃退火后，微觀組織由長條狀轉變為等軸狀，其中α2相明顯增多，如圖3c所示。經第2次多向等溫鍛后，該合金中發生α2+γβ/B2轉變，并造成β/B2相含量增加，如圖3b和圖3d所示。整個鍛造過程中，晶粒更加均勻且尺寸明顯降低，即由初始的3.6μm減小至1.6μm。
多向等溫鍛造僅需改變鍛件變形方向，即可獲得細小且均勻的等軸組織。多方向變形而累積的應變可以加快金屬材料的再結晶行為，從而提高材料的性能[37]。多向等溫鍛造表現出巨大的潛在工業化應用價值，該工藝合理且有效的應用能夠為生產精密的高端鍛件提供保障[41]。但等溫鍛造的應用也受到模具材料等限制，較高的鍛造溫度對模具高溫工況下的承載能力也提出了更苛刻的要求，模具的加工制造、維修保養也需投入較多的成本。
2、鍛造工藝參數設計
在鍛造過程中，影響鈦合金鍛件微觀組織及性能的因素有模具設計、鍛造溫度、變形量、應變速率及冷卻方式等[14，42-43]。合理調控這些鍛造工藝參數不僅可以獲得良好的微觀組織及優異的力學性能，還可以為優化鈦合金鍛造工藝提供思路及參考。在鍛件外形及尺寸確定的情況下，上述參數中鍛造溫度、變形量和應變速率是影響鍛件最終質量的最關鍵的3個因素。本章將圍繞這3個因素的合理選擇進行討論。
2.1鍛造溫度
鈦合金具有很強的溫度敏感性，因其熱導率較低，故其微觀組織極易受到溫度的影響[44]。尤其是在變形過程中，變形溫度對鈦合金流變應力的影響更加明顯，而組織狀態決定合金性能[43-44]，故合理把控變形溫度與流變應力及微觀組織間的關聯關系對設計鈦合金鍛造工藝窗口具有重要意義。
以鈦合金相變點，即β轉變溫度Tβ為分界點，根據鍛造溫度的不同，將鈦合金鍛造方法分為兩大類:β單相區鍛造及α+β兩相區鍛造，與之對應的鍛造溫度范圍分別為(Tβ+20)～(Tβ+50)℃及(Tβ-30)～(Tβ-50)℃[45-46]。經前述兩種鍛造方法所獲得鍛件的微觀組織具有顯著的區別。對α+β兩相鈦合金而言，隨著鍛造溫度的升高，鍛件微觀組織通常由等軸組織變為網籃組織，最后變為典型的魏氏組織[47]。JACKSONM等[48]采用兩種不同的鍛造方式研究了Ti-10V-2Fe-3Al鈦合金在等溫鍛造過程中的塑性流動行為及組織演變，結果表明該合金經β單相區鍛后微觀組織中原始β晶粒的晶界清晰可見，且原始β晶粒內分布著簇狀的片狀α相及少量的殘余β相，該組織也被稱為魏氏組織;而經α+β兩相區鍛造后的微觀組織中初生α相形態主要為等軸狀及長條狀，其含量約為50%。此外，他們繼續對兩種鍛造方法所獲得的樣品在兩相區進行等溫壓縮進行實驗后發現，經β鍛的樣品峰值應力更大且表現出顯著的流變軟化現象。
雖然等軸組織具備良好的熱穩定性、室溫塑性及抗高周疲勞性能，但其斷裂韌性、熱強性及抗疲勞裂紋擴展能力較差，而雙態組織具備比等軸組織更加優異且均衡的綜合性能。基于該目的，相關學者提出了近β鍛造工藝，即進一步提高α+β兩相區鍛造溫度，使坯料處于約(Tβ-15)℃進行變形，鍛后水或油淬[46]。經近β鍛后的鈦合金中初生α相含量約20%，微觀組織為雙態組織，也被稱為混合組織[14]。
田偉等[49]研究了鍛造溫度及退火工藝對TC17鈦合金微觀組織演變規律的影響，如圖4所示。結果表明，該合金在α+β兩相區鍛造時，初生α相呈現出動態再結晶特征，即α相顆粒發生扭曲及碎化等，而高溫變形狀態下β晶粒受α相顆粒的限制，退火后微觀組織為等軸組織，少見原始β晶粒的晶界，如圖4a所示;與α+β兩相區鍛造相比，近β鍛造后微觀組織呈現出雙態組織的特征，其中初生α相含量明顯降低，約為20%，而原始β晶粒尺寸相對更大，退火后晶界清晰可見，原始β晶粒中析出大量片層α相，如圖4b所示;圖4c所示是β單相區鍛后的微觀組織形態，因鍛造過程中引入大量的晶體缺陷，退火過程中片層α相沿特定的晶體學方向析出，并呈現散亂、交錯分布的特點。ZHOUYG等[50]通過研究TC11鈦合金的近β鍛造工藝，使TC11鈦合金的強度、塑性及斷裂韌性達到平衡狀態，且成功將該工藝推廣到多種類型鈦合金上，并已應用到航空發動機壓氣機盤、轉子及其他飛機部件的生產上。
除近β鍛造工藝之外，跨相區鍛造工藝也開始被大家關注，該工藝一般需要分火次在β相區和α+β兩相區進行跨相區多火次鍛造成形，適合大型結構模鍛件[46，51]。成形件的微觀組織受α+β兩相區的溫度范圍及變形程度控制。當變形量較小時，微觀組織由片狀α相、等軸狀α相及殘余β相混合構成，且均勻性較差;當變形量較大(超過50%)時，跨相區鍛造所獲得的組織類似于常規的α+β兩相區鍛造所獲得的組織形態。兩者的區別在于:前者中，β晶粒不同部位承受不同的變形，而后者中整個晶粒體積承受相同的變形。故跨β鍛造中晶界α相優先在β晶界除形核，故其會更充分地變形，且優先發生破碎、球化[46，52]。黃定輝等[53]研究發現TC18鈦合金在跨相區鍛造時，其抗拉強度隨α+β兩相區變形量的增加呈現出先增加后降低趨勢，且α+β兩相區變形量約20%～30%時達到最大。此外，文中還提出可以獲得強度、塑性及沖擊韌性優良搭配的工藝，即(Tβ+20)℃且變形量超過35%，(Tβ-30)℃且變形量小于30%。
目前，β單相區鍛造及α+β兩相區鍛造仍是應用較為廣泛的兩種鍛造工藝。針對β單相區鍛造而言，鍛造溫度較高，鈦合金的變形抗力較小，鍛造過程中所使用的火次也較少，在實際生產中可以加快加工生產效率，進而提高經濟效益，但β單相區鍛造組織不容易控制。通常，相變點較高的(近)α型鈦合金終鍛基本不采用β單相區鍛造，高合金化的近β鈦合金常采用該工藝進行鍛造[46]。而α+β兩相區鍛造雖是鈦合金使用最多的一種鍛造工藝，但不可避免地出現一些組織及性能問題，而新興的近β鍛造和跨相區鍛造憑借優良的表現，在提高鈦合金綜合性能方面具備極大潛力。目前，這兩種鍛造工藝仍存在較多的問題，如近β鍛造的鍛造溫度窗口更窄且難以實現準確控溫，跨相區鍛造后的鈦合金需要合金化或其他后續處理進行組織調控。然而，這兩種鍛造工藝均可獲得強度、塑性及韌性等最佳匹配，能夠為進一步提高鈦合金的綜合性能提供研究方向。
2.2應變速率
鈦合金除了具有強烈的溫度敏感性，還具有較強的應變速率敏感性，變形過程中應變速率的高低會對鈦合金的變形抗力及微觀組織產生巨大影響[54-56]。一般情況，鈦合金采用較低的應變速率進行熱變形時，流變應力較低，組織相對均勻;而在高應變速率下熱變形時，流變應力較高，組織均勻性相對較差。故低應變速率下變形常被作為提高鈦合金加工性能的手段之一[57]。
雖然低應變速率下變形抗力更低，組織也相對均勻，但這是基于溫度不變甚至變化很小的前提下。故在實際生產中，選擇應變速率前需考慮鍛造成形方式。此外，鈦合金在熱模鍛時容易產生殘余應力，殘余應力容易造成工件出現變形甚至開裂等問題。文獻[20]的研究表明，在非等溫鍛造過程中，隨著變形速度的增大，鍛件殘余應力減小，當變形速度增加到一定程度時，殘余應力的影響大幅度降低甚至消失。
而在等溫鍛造過程中，較低的應變速率下，可以獲得更加均勻的組織及優異的性能，尤其是多向等溫鍛造還可以消除變形死區且進一步提高組織均勻性[14，35]。
SUY等[58]研究了不同鍛造工藝參數對DsTi700鈦合金變形行為及顯微組織演變的影響，如圖5所示。研究結果表明，隨著應變速率的降低，兩相區變形時出現α相球化特征，單相區變形時出現β相動態回復及動態再結晶的特征。而在高應變速率下，該合金出現局部塑性流動的失穩特征，并形成變形帶。
此外，SUY等[58]還發現經多道次熱鍛法(鍛造溫度1080℃，應變速率0.05～0.1s-1)獲得的具備網籃組織的DsTi700鈦合金室溫性能明顯高于初始鑄態網籃組織，尤其是在650℃時的力學性能，該合金抗拉強度超過600MPa，該值十分接近傳統近α型鈦合金在600℃的抗拉強度。綜合分析等溫鍛造及非等溫鍛造實驗結果可知，鈦合金在實際模鍛成形時，應變速率不宜選擇過高，但也不能太低，需根據實際生產情況進行適當調整。
2.3變形量
變形量也是鈦合金鍛造過程中的一個重要參量。變形量的改變會影響晶粒度大小，增加變形量可以使晶內組織得到有效細化。據報道，隨變形溫度的升高，變形量的影響逐漸降低，且變形量對性能(尤其是塑性)影響最明顯的區域位于β轉變溫度以下，由于該狀態下α相一直存在，而α相也會發生塑性變形。α相是密排六方結構，為硬相，在高溫變形過程中會釘扎位錯，增加變形量可以促進鈦合金發生動態再結晶[59]。在鈦合金工件的生產過程中，兩相區上部的熱加工是將片狀組織結構分解為精細且均勻組織的關鍵步驟，該工藝在確定最終微觀組織和性能中起關鍵作用。若初始組織為片狀組織，增加變形量可以促進片成α相發生動態球化，而動態球化是典型的鈦合金動態再結晶現象，是一種幾何再結晶，高層錯能的鈦合金更容易發生動態球化[60]。GAOPF等[61]研究了鈦合金兩相區上部熱加工過程中片狀組織演變及流動行為機制，結果表明片狀α相的演化與相對于壓縮軸的幾何取向有關。若片狀α相的軌跡與壓縮方向平行，則它傾向于扭結;否則片狀α相隨變形量的增加向較軟的方向旋轉，并逐漸重新排列其軌跡，使其垂直于壓縮方向。與此同時，片狀α相發生動態球化，其具體過程為高能缺陷的形成、高能缺陷引起片層失穩及分裂片層結構。
鈦合金中等軸狀初生α相在熱變形過程中也會發生一系列組織演變，如亞結構的形成、再結晶等。
WUC等[62-63]研究發現，TA15鈦合金在兩相區等溫變形過程中亞結構演變對其流動行為具有重要影響，亞結構所占體積分數與變形量呈正比，如圖6所示，當變形量由30%增加至70%時，試驗測得大角度晶界占比由48%變大至72%，而CA模型預測結果是由44.7%至68.4%;熱變形過程中，小角度晶界形成的新亞晶粒與小角度晶界變為的大角度晶界所消耗的亞晶粒間呈競爭關系。變形過程中因位錯的涅滅與重排，先形成位錯胞進而轉變為亞晶粒，且隨著變形量的增加，更多的位錯聚集在亞晶粒晶界的周圍，增加了小角度晶界向大角度晶界轉變的驅動力。
鈦合金在兩相區熱變形過程中，除α相發生一系列變化外，β相也會發生動態回復、動態再結晶等組織演變，且比單相區更容易發生動態再結晶等組織演變機制[59，64]。同時，β晶粒再結晶百分數隨著變形量的增加而逐漸增大。針對初始狀態不同的鈦合金，其在鍛造時所選擇的變形量也存在一定差異，一般情況下，組織發生明顯細化是變形量需超過30%甚至40%，而針對片層組織，通常超過60%的變形量才能充分球化。當然，鈦合金實際生產中熱加工時變形量的選擇并不是越大越好，有報道表明，當變形量超過85%時，某些鈦合金會出現晶粒粗化的現象，這是由于變形程度過高，位相接近或一致的晶粒會相互合并長大。故在選擇變形量時，首先要考慮鍛件的質量要求，然后考慮坯料的組織形態、鍛件的尺寸及形態等，最后選擇合適的變形量。
3、鍛造過程中微觀組織演變
鈦合金鍛件的微觀組織與鍛造時所采用的工藝參數緊密相關。鈦合金部件從鑄錠開坯到成形，過程中的晶粒尺寸、相組成及織構分布均會發生顯著變化[14]。此外，針對一些較大型的鈦合金鍛件，不同部位的應變狀態、摩擦因數及冷卻速度等均有所差異，這會造成鈦合金鍛件各個部位組織出現一定的不均勻性。故掌握鈦合金在熱加工過程中微觀組織演變規律對設計并優化鈦合金成形工藝具有重要作用。
3.1晶粒尺寸演變規律
鈦合金構件性能受其微觀組織形態及尺寸的控制，不同應用場合所需鈦合金構件性能不同。為了方便研究微觀組織對性能的影響，常對組織的各種參數進行量化處理。鈦合金微觀組織中晶粒大小與變形工藝參數息息相關，一般情況下，微觀組織中晶粒細勻化越強，鈦合金部件性能越好。而晶粒細化是鈦合金加工過程中顯微組織變化最明顯的特征。
ZHANGZX等[65]提出了鈦合金在等溫鍛造過程中的晶粒細化機制，并認為動態再結晶是造成鈦合金晶粒細化的主要機制。如前所述，鈦合金在兩相區熱加工過程中片狀α相動態球化的過程是一種連續再結晶，熱成形過程中引入的高密度位錯逐漸演變成亞晶界及大角度晶界的過程屬于連續再結晶。而不連續動態再結晶一般發生在較高的應變速率下，其主要特征是變形過程中原始晶界受位錯的影響出現明顯的鋸齒狀現象。對于層錯能較低的γ-TiAl基合金，其主要變形機制為孿生，且隨著變形量的增加，會出現多重變形孿晶，孿晶之間相互作用，出現孿生切割現象，進而產生大量孿晶界，這些新界面是動態再結晶的形核點。γ-TiAl合金在多向鍛造和等溫壓縮過程發生α2/γ相片層轉變為γ和β相的現象，且在γ相中發生連續動態再結晶和不連續動態再結晶，而在β相中以動態回復為主[66]。
紀小虎等[67]研究了TA15鈦合金在多向等溫鍛造過程中的組織演變規律，如圖7所示，經過第1道次變形后，部分長條的初生α相發生破碎，且初始片狀α相被拉伸或扭曲，如圖7a和圖7b所示。
與第1道次變形后相比，第2道次變形后原始初生α相及片層α相仍有少量剩余，如圖7c所示。在第3道次變形后，初生α相充分破碎，同時片狀α相也明顯碎化，如圖7d所示。圖7e和圖7f顯示了初生α相和片成α相晶粒尺寸及軸比的變化。由圖7e可知，初生α相晶粒尺寸及軸比與變形道次呈反比，即其值隨變形道次的增加而減小，且初生α相尺寸由最初的約9.8μm被細化至約5.1μm;而軸比由約2.18減小到約1.42，該現象表明多向鍛造會使鈦合金晶粒細化且提高其均勻性。片狀α相厚度與變形道次接近呈反比，與初生α相晶粒尺寸變化不同的是片狀α相厚度隨變形道次的增加呈先減小后趨于穩定。多向等溫鍛造過程中，片狀α相軸比卻隨變形道次的增加表現出先增加后降低的趨勢。
3.2相組分演變規律
鈦合金構件的相組分與初始組織形態、鍛造工藝參數、鍛后冷卻方式以及鍛后退火工藝參數等均緊密相關[68]。相變是鈦合金相組分發生變化的重要原因，且其對變形前保溫時間、變形溫度、應變速率、變形量及冷卻速度等均參數均敏感。鈦合金在鍛前升溫及保溫過程中會發生αβ相變、變形過程會發生αβ動態相變及冷卻過程中會發生βα相變，每種相變形式均會造成相組分的變化，進而使鈦合金鍛件性能發生變化。
張啟飛等[69]研究了TA15鈦合金模鍛件成形過程中的宏微觀組織變化規律，結果表明雙相區變形過程中會出現動態相變，造成α相含量降低，β相含量升高，進而促進β晶粒長大并形成低倍清晰晶。此外，他們進一步系統性地分析了動態相變對相組分的影響，并基于JMA理論建立了不同變形溫度及應變速率下的相變動力學模型，進而預測了熱變形過程中相組分的變化[70]。而LUOSY等[71]研究了摩擦因數m對Ti-6Al-4V鈦合金渦輪葉片在熱鍛造過程中的相變特性，如圖8所示。渦輪葉片鍛前的三維模型及鍛后宏觀形態如圖8a和圖8b所示，其中，葉片毛坯長1220mm，鍛造溫度為950℃。圖8c和圖8d分別為葉片鍛件中P1及P2處的微觀組織，由圖可知，鍛件微觀組織是由剩余初生α相及β轉變組織構成，且P2處的初生α相含量明顯高于P1處的。他們認為造成不同部位相組分差異的原因是不同部位所對應的摩擦因數不同，且采用有限元進一步系統性研究了不同摩擦因數對相組分變化規律的影響，結果表明，初生α相含量對摩擦因數敏感，且其值均分布0%～27.2%。同時，初生α相含量最高區域均分布在鍛件心部而最低區域分布在飛邊周圍，且隨摩擦因數的變大，初生α相含量最高區域逐漸減小，如圖8e所示。
3.3織構演變規律
鈦合金的性能和微觀組織與織構密切相關，而織構會受到不同變形模式的影響。鈦合金在鍛造過程會導致應變分布不均勻，進而造成鈦合金鍛件微觀組織和織構的復雜演變，尤其是初生α相、次生α相及β
晶粒等演變，對鈦合金鍛件性能產生極大影響[36，72-73]。TANGB等[36]采用XＲD及EBSD研究了Ti-6Al-4V鈦合金多道次鍛造過過程中應變分布對織構演變的影響，結果表明應變分布初生α相的形貌及含量有顯著影響，且隨鍛造道次的增加，初生α相含量顯著增加，而織構強度逐漸降低。MENGL等[73]研究了Ti-6246鈦合金在β鍛造及跨相區鍛造過程中α和β織構的影響規律，結果表明β晶粒在鍛造過程中會形成典型的{001}和{111}織構，且因動態再結晶的作用，{001}織構強度隨變形量的增加而顯著增強。而在跨相區鍛造過程中，隨著α相的析出，β晶粒{001}織構強度隨變形量的增加而降低，且沒有發生動態再結晶。此外，新析出的α相表現出強烈的的{11-20}相變織構，同時α相以{10-10}＜11-20＞錐滑移系為主，并與{110}＜111＞β滑移系平行。α相的析出增加了α相和β相間的滑移傳遞，提高了β相的{110}＜111＞滑移活性，降低了α相析出后{001}β織構強度，進而提高了材料的性能。圖9是鍛造溫度及變形量對Ti-6246鈦合金α相織構強度的影響。由圖可知，所有鍛造條件下均出現較強的{11-20}織構，且其強度隨著鍛造比的增大而增強。此外，在920和950℃下，該合金鍛造時出現較弱的{2-1-12}織構。
4、鍛造過程對鈦合金力學性能的影響
鈦合金鍛件的質量主要由鍛造工藝決定，而鍛造工藝決定鈦合金微觀組織結構，微觀組織結構控制鈦合金力學性能，且每種結構均有所對應的性能優勢和劣勢[46，68]。隨航空航天工業的迅速發展，對現代航空飛行材料的綜合服役條件要求越來越高，尤其是對性能的要求更加苛刻。目前，可通過新型號研發及工藝創新等手段獲得組織最佳化的鈦合金，從而獲得最優的綜合力學性能。
本節以單軸拉伸性能及周期載荷下的疲勞性能為例進行分析。
4.1單軸拉伸性能
單向拉伸實驗是表征材料力學行為最基本的實驗方法，拉伸實驗所獲得的抗拉強度、屈服強度及伸長率等是材料力學性能的基本指標。一般情況下，鈦合金魏氏組織的室溫強度最高，網籃組織次之，雙態組織較低，等軸組織最低;而室溫塑性呈相反的規律。研究表明，鈦合金室溫拉伸時除等軸組織的斷裂機制為韌性斷裂外，其余3種類型微觀組織結構均為(準)解離斷裂機制，其中雙態組織的綜合性能最佳[46]。SUNZ等[74]采用6種不同鍛造工藝(圖10)研究了局部加載條件下TA15鈦合金鍛件組織及性能的影響，結果表明，工件2區域A的室溫強度明顯高于區域B，見表1(Ｒm為抗拉強度，Ｒp0.2為屈服強度，Z為斷面收縮率，A為斷裂伸長率)，這是由于區域B在鍛造過程中形成β粗晶，造成性能下降;而工件1的力學性能優于工件2，這是由于TA15鈦合金在α+β鍛造初生α相含量較高;同時，通過對比工件3和工件4、工件5和工件6還發現鍛后水冷的力學性能明顯比空冷的情況下好，其中工件6是所有鍛造工藝中室溫性能最好的一組，且工件6上區域A、區域B和區域C的抗拉應力分為1053、1033和1040MPa，屈服應力分為990、950和968MPa。這是由于該組工件采用近β鍛造，初生α相含量控制在約20%，其中細小的次生α相可以有效地阻礙位錯運動。同時，他們還表明不同鍛造工藝下室溫沖擊性能差異不大，且工件2及5的斷裂韌性較好，工件6處于中等水準，這與微觀組織中次生α相的含量及形貌有關。此外，他們還研究了TA15鈦合金500℃下的力學性能，見表2，其中，工件6的高溫強度最好，工件5的屈服最低，這是由于空冷過程中形成大量的成簇的次生α相，拉伸時較早地出現顯著的滑移帶，導致裂紋提前形成并擴展，進而造成該材料屈服降低。
胡軼嵩等[75]系統地研究了β鍛造工藝參數對TC17鈦合金力學性能的影響，如圖11所示(KIC為斷裂韌性)。研究結果表明，室溫和高溫強度及塑性隨鍛造溫度的升高而降低，如圖11a和圖11b所示，這是由于該合金在β鍛造時，β晶粒顯著長大且后續次生α相片層厚度較粗，進而造成強度和塑性隨變形溫度的升高均呈降低的趨勢。此外，該合金隨著鍛造溫度的升高，斷裂韌性逐漸增大，如圖11c所示，這是由于裂紋形核抗力隨β晶粒尺寸變大而變大，且裂紋沿變厚的不同晶體取向的次生α相集束擴展并傾斜，進而造成裂紋前沿發生鈍化現象，最終能夠儲存額外的裂紋擴展能。他們還發現TC17鈦合金經β鍛造后室溫和高溫強度及塑性隨變形量的增加而變大，斷裂韌性則與之相反，如圖11d～圖11f所示，造成這種想象的原因是加大變形量可以使原始β晶粒及晶界α相破碎，從而增加α相形核率，使滑移距離更小，降低晶界處的位錯塞積應力，進而使空洞形核及擴展速度被降低，變形程度增大有利于破碎原始β晶粒和晶界α相，而且初生α相形核率增加，可獲得均勻的網籃組織，滑移間距小，晶界處位錯塞積應力小，延緩了空洞的形核和擴展。
不同類型的鈦合金適用場合也不同，每種場合所要求的組織形態亦存在差異。不管是變形工藝參數、還是變形后熱處理工藝參數的選取都會影響鈦合金服役時的力學性能，參數的合理選擇是獲得所需性能、組織的前提。在確定鈦合金所需的組織狀態后，力求通過調整變形或變形后熱處理工藝參數獲得強度、塑性或韌性匹配最佳的力學性能。
4.2疲勞性能
疲勞指的是合金材料在交變載荷的作用下，由累計損傷引起的失效斷裂。其特點是材料承受的應力小于屈服強度，屬于低應力脆性斷裂，也存在裂紋的形成及擴展，且疲勞破壞是一個長期的累計過程。據統計，疲勞，特別是高周疲勞是鈦合金航空發動機葉片失效的最主要方式[76]，因發動機葉片承受高頻振動及其本身結構特性決定，容易發生微動損傷，進而大幅度降低疲勞性能，存在巨大的安全隱患[77]。故探索材料疲勞性能與變形機制間關系具有重要意義。
目前，疲勞性能已被當作結構部件或其他部件的關鍵強度之一，且受到的關注越來越多。研究表明，鈦合金疲勞性能對微觀組織十分敏感，即α相含量及尺寸、組織類型及其特征參數等因素均會對疲勞裂紋擴展速率產生巨大影響。疲勞強度與α相尺寸及片層厚度呈反比，即較粗大的晶粒尺寸利于抑制疲勞裂紋萌生，且片層組織有助于降低裂紋擴展速率[78-79]。此外，有學者發現具備等軸或雙態組織的鈦合金高周疲勞性能優于網籃或片層組織，即含有初生α相的鈦合金高周疲勞性能比片層組織更好[80]。張賽飛等[81]研究了近β鍛TC17鈦合金的高周疲勞特性，并總結了幾種不同鈦合金的力學性能及疲勞性能，如表3所示。
研究結果表明，具備網籃組織的TC17鈦合金具有較高的疲勞強度，能滿足整體發動機葉片對高周疲勞性能的要求。
ZHANGSF等[82]通過控制BT25鈦合金(Ti6.5Al-2.2Mo-2.2Zr-1.8Sn-0.7W-0.2Si)等溫鍛造及熱處理工藝，獲得了3種不同的微觀組織形態，研究了微觀組織對高周疲勞特性的影響，如圖12所示(S為最大疲勞應力，N為疲勞循環次數)。其中，BT25鈦合金在α+β兩相區(979℃)等溫鍛造且964℃固溶2h+550℃時效5h能獲得初生α相含量約65.5%的等軸組織(圖12a)。經979℃等溫鍛造且994℃/2h+550℃/5h處理后得到初生α相含量約33.2%、片層厚度約1.21μm的雙態組織(圖12b)。單相區等溫鍛后固溶時效處理可以獲得全片層組織，片層厚度約2.05μm(圖12c)。研究結果表明，雙態組織的抗拉及屈服強度最高，等軸組織次之，片層組織最低(圖12g)。斷裂韌性的大小與初生α相及片層α相有關，全片層斷裂韌性最大，等軸組織的最小，如圖12h所示。而疲勞性能與前述研究類似，等軸及雙態組織比片層組織具有更高的高周疲勞強度(圖12i)。與微觀組織相關的有效滑移長度和晶體的固有強度共同控制著BT25鈦合金的疲勞裂紋萌生，而疲勞裂紋的萌生對微觀組織的依賴性是高周疲勞性能具有微觀組織敏感性的原因，3種微觀組織的疲勞裂紋(圖12d～圖12f)形成區域均處于約30～300mm處的亞表層區域。
應力比也是造成鈦合金疲勞性能改變的另一主要因素。由于鈦合金構件在實際應用中承受的載荷形式比較復雜，因此，研究不同應力比下鈦合金疲勞性能顯得極其必要[83-85]。一般情況下，材料疲勞行為研究的應力比均在Ｒ=-1.0的情況下，隨后利用Gerber或Goodman關系獲得其他應力比下的疲勞強度。文獻[85]的研究表明，Ti-6Al-4V鈦合金的高周和超高周行為均存在兩種疲勞裂紋萌生機制，即解理機制和滑移機制，且兩種機制存在競爭關系。且隨應力比的增加，疲勞裂紋萌生由滑移機制變為解理機制。
5、總結和展望
航空航天等領域的快速發展對鈦合金的服役性能提出了更高的要求，鍛造工藝在提高鈦合金的機械性能上已取得巨大的進展。與非等溫鍛造和單向等溫鍛造相比，多向等溫鍛造工藝具有顯著的優勢，其能夠同時提高材料的強度和延展性，適合獲得超細晶大型鍛件的工業化應用。鈦合金的鍛造工藝參數，尤其是鍛造溫度、變形量及應變速率對鍛件的晶粒尺寸、相組分及織構等微觀組織特征有決定性影響。在確定鍛造工藝參數時，鍛造工藝參數的選擇不僅需要考慮合金材料及實際生產條件，還需兼顧材料性能、成本及生產效率。鈦合金鍛造工藝參數決定其鍛件微觀組織結構，而微觀組織結構對力學性能和服役行為具有極大的影響。未來鈦合金鍛造工藝的開發與優化，可以從如下幾個方面深入研究:
(1)需進一步提高鍛造設備的水平，研究更合理且完善的工藝路線，探索適用性更強且后處理或合金化方式，為減少甚至消除鈦合金在整個熱加工工藝流程中出現的問題提供新思路。
(2)鈦合金近β鍛造和跨相區鍛造可獲得組織均勻性好且綜合性能優異的鍛件，這些鍛造方法具有極大的應用前景。進一步擴寬多種類型鈦合金的新型鍛造工藝，為研發并制備組織且性能更優的鈦合金提供實際指導和寶貴經驗。
(3)鈦合金鍛件的組織是否均勻和性能高低主要是鈦合金鍛造過程中溫度場、應變場及金屬流動場等多物理場域相互耦合作用的結果。需建立合適的鈦合金鍛造成形的有限元仿真模型，開發可準確預測鈦合金鍛造過程的仿真算法及軟件，進而實現鈦合金鍛造過程的工藝參數設計及優化。
(4)鈦合金在鍛造過程中微觀組織演變規律十分復雜，仍需繼續深入探究多相組織在熱加工過程中的位錯、晶體結構等演變對組織及性能影響規律，建立可表征鍛造工藝參數和微觀組織特征的物理基模型。
(5)鈦合金作為綜合性能優異的輕質結構材料，研究其在航空領域的服役過程中的力學性能及疲勞性能是開發并擴展高性能航空鈦合金構件及其應用的關鍵課題。關于鈦合金構件服役過程中的失效機制仍需進一步探索，其中，疲勞裂紋的萌生及擴展的深層機理尚不清晰，高溫蠕變的深層機制同樣有待深究等。
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