钛及钛合金具有比强度高、耐腐蚀和耐高温等优点，被广泛应用于航空航天、海洋工程和石油化工等领域^[1-7]。

超塑成形（superplastic forming，SPF）是十分重要的材料成形方法之一，通常与扩散焊接(diffusion bonding，DB)结合在一起，被称为超塑成形−扩散焊接（SPF-DB）技术。在1971—1984年，美国罗克韦尔科学中心采用SPF-DB技术为B-1B轰炸机（图1a）试制出了不同形状的钛合金零件（图1b）。此后，SPF-DB技术成为航空领域中钛合金零件重要的成形方式之一。飞机起落架舱门、发动机风扇叶片、发动机短舱、环境控制系统管道、防鸟撞和冰雹撞击的翼型前缘、发动机检修门、翼接入面板、高温燃气管道和货舱地板等钛合金零件都是采用SPF-DB方法成形的。

在钛合金SPF方面，应用最多的材料是TC4钛合金和SP700钛合金，TC4钛合金的SPF温度比SP700钛合金的高，成形过程中会出现显著的组织粗化和表面氧化现象，同时模具的使用寿命短。SP700钛合金是一种富β相的(α+β)两相钛合金，成分为Ti-4.5Al-3V-2Mo-2Fe，其设计原理是通过增加同晶型β相元素Mo，V和共析型稳定元素Fe来降低相变点温度，同时提高β相的扩散能力，使合金的SPF温度降低^[5]。SP700钛合金与TC4钛合金相比，具有更高的强度和塑性、更优异的疲劳性能、更好的冷热加工性，冷加工率可达70%。SP700钛合金能够在很宽的时间和温度范围内进行热处理，得到非常细小均匀的组织，从而获得优良的综合性能，在770～800 ℃呈现超塑性，伸长率可达2 000%。

钛合金的组织有魏氏组织、网篮组织、双态组织和等轴组织等四类。魏氏组织具有较高的断裂韧性；网篮组织的塑性、蠕变抗力和高温持久性等综合性能好；双态组织和等轴组织具有较高的强度、塑性和疲劳性能。对于超塑性钛合金板，最理想的组织是细小的等轴组织，平均晶粒直径≤10 μm，且没有很强的织构。

基于此，本文以22 mm厚SP700钛合金板作为试验材料，研究了热轧、冷轧和退火过程中的组织演变，并对冷轧态和退火态的钛合金板的力学性能进行了测试与分析。

1 试验材料和方法

工艺路线：22 mm厚SP700钛合金板—一火轧制（变形量为68%）—二火轧制（变形量为57%）—退火—冷轧至厚1.2 mm—退火。

SP700钛合金板经过冷轧后切取1.2 mm×8 mm×12 mm的试样，进行显微组织观察和退火处理。对抛光好的试样进行腐蚀，腐蚀液的体积分数配比为5%HF+10%HNO₃+85%H₂O。

采用蔡司光学显微镜对试样的显微组织进行观察。采用维氏硬度计对试样进行硬度测试，加载载荷为1 960 μN，保载时间为15 s。按照GB/T228.1—2010的要求对试样进行室温拉伸试验。

2 试验结果 2.1 显微组织观察

图2为22 mm厚SP700钛合金板的显微组织图。从图2中可以看到，板的纵截面和横截面显微组织均由晶界α相和晶内针状组织组成，板组织中的晶界α相与魏氏组织中的晶界α相不同，魏氏组织中的晶界α相呈连续的网状，而板的显微组织中晶界α相是不连续的，这说明热轧从β单相区跨越了两相区，连续的晶界α相也经历了一定的变形，所以连续的晶界α相变成不连续的晶界α相。在β相晶粒内部，一部分针状α相形成相互平行并贯穿整个β相晶粒的平直α相，而不同取向的平直α相相互交错，构成网篮组织。

α相的析出过程是一个形核和长大的过程，与形核位置、合金成分和冷却速度等条件密切相关。22 mm厚SP700钛合金板加热到相变点以上温度后一火轧制而成，随后进行空冷。钛合金的热导率较低，即使空冷也需要很长的时间才能完全冷却，空冷的速度较慢，产生的过冷度很小，优先在晶界上形成α相；许多在晶界区的晶核从晶界向晶内生长，形成位向相同、相互平行的长条状组织，构成平直的条状α相。形核位置增多，相互平行的条状α相数量减少，呈相互交错状。这种形核位置的增多可能与破碎的晶界α相和β相不均匀变形有关。

2.2 显微组织演变 2.2.1 一火轧制前热水冷却后的显微组织

图3为22 mm厚SP700钛合金板一火轧制前进行热水冷却后的显微组织图。由图3(a)和(c)可知，纵截面和横截面的显微组织均不均匀，出现了无α相存在的拉长β相，在β相晶粒内部没有观察到动态再结晶晶粒，但出现了水冷造成的淬火马氏体组织。说明此区域相变点温度较低，可能是因为β相稳定元素含量较高。由图3(b)和(d)可知，α相的形貌有沿纵向分布的长条状、相互交错的针状以及等轴状3种。SP700钛合金相变点温度为900 ℃左右，在880 ℃加热时，显微组织处于两相区，会出现初生α相和β相，随后热水冷却过程中β相晶粒内部会出现部分针状α相，而平行于轧制方向的条状α相是原始α相没有完全回溶造成的。

图4为SP700钛合金无α相存在和有α相存在区域的维氏硬度。有α相存在区域的维氏硬度高于无α相存在区域的维氏硬度。在β相中分布的α相能够起到第二相强化作用，使该区域的维氏硬度升高。

2.2.2 一火轧制后的显微组织

图5为22 mm厚SP700钛合金板一火轧制后的显微组织图。从图5（a）和（b）中可以看出，一火轧制后的合金板的显微组织不均匀，由有α相和无α相存在的变形β相区域构成。从图5(c)和(d)中可以看出，α相分为球状、短棒状和长条状3种形貌，且短棒状和长条状α相沿着纵向或横向分布。由图5（e）和（f）可知，含有α相的β相的形貌分为长条状和等轴状两种。

2.2.3 二火轧制后的显微组织

图6为22 mm厚SP700钛合金板二火轧制后的显微组织图。从图6（a）中可以看出，二火轧制后板的纵截面的显微组织不均匀，由等轴区和变形区构成。从图6(b)中可以看出，等轴区的显微组织由等轴α相和等轴β相组成；从变形区的显微组织中也可以观察到变形β相及其内部的条状α相。从图6(c)和(d)中可以看出，SP700钛合金板的横截面显微组织比较均匀，基本由等轴α相和等轴β相组成。

2.2.4 冷轧前退火后的显微组织

图7为4.0 mm厚SP700钛合金板经过760 ℃×45 min退火空冷后的纵截面的显微组织图。从图7中可以看出，退火后，4.0 mm 厚 SP700 钛合金板的纵截面的显微组织仍然不均匀，由等轴组织和变形组织构成。

2.2.5 冷轧后的显微组织

图8为1.2 mm厚SP700钛合金板的显微组织图。从图8(a)和(b)中可以看出，SP700钛合金板冷轧至厚1.2 mm后的显微组织由等轴组织和变形组织组成，且两种组织都十分均匀。等轴组织由等轴α相和等轴β相组成，变形组织由变形β相和条状α相组成。

2.2.6 冷轧并退火后的显微组织

图9为1.2 mm厚SP700钛合金板冷轧并退火后的显微组织图。从图9中可以看出，退火后，SP700钛合金板的显微组织由等轴组织组成。

3 力学性能

22 mm厚SP700钛合金板冷轧态及冷轧并退火后的室温力学性能见表1。冷轧后，钛合金板的抗拉强度达1 100 MPa，室温塑性为5.0%～6.5%，纵横向强度差为63 MPa，塑性差为0.17%。冷轧并退火后，抗拉强度降低，塑性显著提高，纵横向强度差为69 MPa，塑性差为6.84%。

4 结　论

（1） SP700 钛合金板纵横向显微组织均由不连续的晶界α相和晶内针状组织组成。

（2）SP700钛合金板一火轧制后，显微组织不均匀。纵向和横向显微组织中出现了无α相存在的β相，且β相沿着轧制方向分布，内部没有明显的动态再结晶晶粒，α相形貌有沿纵向分布的长条状、相互交错的针状以及等轴状3种。显微组织可以分为有α相区域和无α相存在的变形β相区域，α相分为球状、短棒状和长条状3种形貌，变形β相形貌分为长条状和等轴状两种。

（3）SP700钛合金板二火轧制后的纵向显微组织也不均匀，由等轴组织和变形组织构成。等轴组织由等轴的α相和等轴的β相构成；变形组织由拉长的β相及条状α相组成。横向显微组织比较均匀，基本由等轴的α相和等轴的β相组成。退火后，纵向显微组织仍然不均匀。

（4）SP700钛合金板冷轧后，显微组织由等轴组织和变形组织组成。等轴组织由等轴α相和β相组成，变形组织由变形β相和条状α组成；退火后，显微组织由等轴组织组成。

（5）SP700钛合金板冷轧后，抗拉强度达1 100 MPa，室温塑性为5.0%～6.5%；纵横向抗拉强度差为64 MPa，塑性差为0.17%。冷轧并退火后，抗拉强度降低，塑性显著升高；纵横向抗拉强度差为69 MPa，塑性差为6.84%。