发布日期：2026-3-14 16:27:06
引言
钛合金可通过热轧变形改善其粗晶组织。轧制过程中，合金主要经历以回复、形核及晶粒长大为主导的动态再结晶，和以位错滑移为核心的塑性变形，从而显著改变其微观组织与力学性能。热塑性变形过程通常伴随动态再结晶的发生，该过程为获得细晶乃至超细晶组织的有效途径。然而根据变形参数的差异，动态再结晶在组织演变中呈现出不同特征，主要分为连续动态再结晶、不连续动态再结晶及几何动态再结晶三类。金属或合金的高温变形行为受应变速率、变形温度及应变量等参数主导，这些参数同时调控着变形机制的转变[1-2]。
轧制速度是棒材热连轧成形过程中的关键工艺参数，直接决定棒材的力学特征及温升情况。现有文献对钢铁、铜合金、铝合金、镁合金、铜/铝复合材料等材料的轧制速度与变形行为已有较充分研究[3-6]，然而针对钛合金棒材在高速连续轧制过程中的变形行为，特别是轧制速度对微观组织演变及力学性能影响规律的相关研究仍较为匮乏，导致制定轧制工艺参数时缺乏可靠的理论参考依据。
本文基于热连轧生产线,通过精确调控变形参数,系统地研究在恒定轧制温度及变形量条件下,连轧速度对TC4钛合金棒材组织与力学性能的影响规律。
1、试验
1.1试验材料
原材料选用TC4合金Φ150mm锻造棒坯,经热连轧粗轧机组于 β单相区轧制成 Φ53mm试样棒材。该棒材心部呈现片层状魏氏组织,原始 β晶粒内部存在不同取向的α集束;边部则为部分破碎的细片层状组织,其特征为存在大量断续分布的晶界a相。材料化学成分详见表1，显微组织形貌如图1所示。
表1 TC4钛合金样棒的化学成分
Tab.1 The chemical composition of TC4 alloy bars
| 牌号 | 相变点/℃ | 化学成分 | /% | |||||||||
| Ti | Al | V | Fe | C | N | H | O | Y | 单一 | 总合 | ||
| TC4 | 988 | 余量 | 6.3 | 4.1 | 0.04 | 0.01 | 0.01 | - | 0.18 | <0.005 | <0.1 | 0.3 |
| 6.4 | 4.1 | 0.04 | 0.01 | 0.02 | 0.18 |
1.2试验方法
将初始尺寸为Φ53mm的TC4合金铸坯加热至其β/α+β转变温度以下30~50℃,在热连轧生产线上设定总变形量为95%，经12道次连续轧制至Φ12mm棒材。设定连轧速度分别为3、4、5、6、7及8m/s，对各速度参数下制备的棒材进行取样，进行金相组织分析与力学性能测试。
2、结果与分析
2.1连轧速度对组织形态的影响
图2所示为总变形量设定为95%，连轧速度分别为3、4、5、6、7、8m/s时轧制的TC4钛合金Φ12mm棒材的横截面心部高倍组织。
根据图2所示结果，当连轧速度为3m/s时，Φ53 mm样棒的魏氏组织经95%的连续变形，原始β晶界已充分破碎并细化，组织呈现为初生α+β相构成的两相区组织。此时初生α相含量超过90%，呈细条状均匀分布。随着连轧速度提高，形变温升导致初生α相含量显著降低，其形态由细条状逐渐转变为等轴状且晶粒明显细化。当连轧速度增至5m/s时，初生α相完全转变为细小等轴状，呈均匀弥散分布，其质量分数维持在75%~80%区间。继续提升连轧速度至7m/s时，形变温升效应使初生α相含量急剧下降至约20%，局部区域呈现相变趋势;当速度进一步增至8m/s时，初生α相完全消失并出现β晶界，表明材料发生相变。
由于轧制过程采用椭圆-圆孔型系统,轧件在各道次变形中最大变形程度与平均变形程度存在显著差异。轧件与轧辊接触区域因摩擦因数较高，且随轧制变形速度增加，其表面横向变形受到孔型摩擦力的强烈约束而显著受限，导致表层金属横向流动受阻并向心部区域传递压力，致使心部金属发生剧烈纵向变形，进而造成中心区域变形热显著升高[7-8]。然而，钛合金固有的低热导率阻碍了心部变形热向表层的有效传导，致使热量在芯部持续积聚。当累积温度超过α/β相变临界点时，将诱发相变并形成β相晶粒。
2.2连轧速度对力学性能的影响
表2为采用不同连轧工艺参数制备的TC4钛合金Φ12 mm棒材,经750℃保温60 min并空冷处理后所测得的室温力学性能数据。
表2不同连轧速度下TC4钛合金Φ12mm棒材室温力学性能
Tab.2 The room mechanical properties of alloy bars at different continuous rolling speeds
| 连轧速度/ | 抗拉强度 R m /MPa | 规定非比例延伸强 R p0.2 /MPa | 断后伸长 率A/% | 断面收缩 率Z/% |
| 3 | 975 | 885 | 18 | 51 |
| 4 | 985 | 910 | 18 | 50.5 |
| 5 | 1018 | 925 | 18.5 | 51 |
| 6 | 1000 | 905 | 19 | 51 |
| 7 | 988 | 890 | 18.5 | 50 |
| 8 | 935 | 820 | 13 | 46 |
根据图3的性能变化趋势，可以观察到:随着连轧速度从3m/s提升至5m/s,棒材的强度指标R和 R p0.2 均有所提升,且在连轧速度为5m/s时达到最大值。然而，塑性指标A和Z在此过程中基本保持不变。接着，当连轧速度进一步从5m/s提升至7m/s时,棒材的强度指标 R m 和 R p0.2 开始下降,但降幅并不显著，而塑性指标A和Z仍然维持稳定。然而，当连轧速度超过7m/s时，棒材的强度指标 R m 、R p0.2 以及塑性指标A、Z都迅速下降，直至在连轧速度为8m/s时达到最低值。
3、结论
(1)随着连轧速度的提升，TC4钛合金Φ12mm棒材高倍组织中初生α相的形貌由条状逐渐转变为等轴状，且晶粒显著细化;在此过程中，因形变温升效应导致初生a相含量有所降低。当连轧速度为5 m/s时，初生a相完全呈细小等轴状且均匀弥散分布，其质量分数为75%~80%，且达最优组织状态。当连轧速度增至7m/s时，初生α相含量急剧下降并呈现相变趋势;当连轧速度进一步提高至8m/s时，初生α相完全消失并伴随β相晶界析出，材料发生完全相变。
(2)随着连轧速度的提高，钛合金TC4Φ12mm棒材的力学性能在5m/s时强度达到峰值，且强塑性匹配最优;当连轧速度超过7m/s时，其力学性能指标显著降低。
(3)综合连续轧制速度对显微组织与力学性能的影响研究表明，当TC4合金棒材于β/α+β相变点以下30~50℃实施轧制、总变形量不超过95%时，将连续轧制速度控制在5m/s可制得显微组织均匀且力学性能优异的产品。临界轧制速度确定为7m/s,当连续轧制速度超过该临界值时，产品的显微组织形貌与综合力学性能均呈现显著劣化趋势。
参考文献
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（注，原文标题：连轧速度对TC4钛合金棒材组织性能的影响_王田）