1、序言

Ti-662鈦合金的名義成分為Ti-6Al-6V-2Sn-0.5Cu-0.5Fe，是由Ti-6Al-4V發(fā)展而來(lái)的多組元高強(qiáng)鈦合金，因?yàn)槠淞W(xué)性能良好、耐熱性能優(yōu)異，且具有良好的抗氧化性及耐蝕性，因此被廣泛應(yīng)用于多個(gè)領(lǐng)域。近年來(lái)，隨著石油天然氣勘探開(kāi)發(fā)不斷向深井、超深井和深海發(fā)展，由于T i-662鈦合金具有更高的強(qiáng)度水平和更深的淬透性，因此被國(guó)外用于替代T i-6A l-4V制造石油鉆桿、管材等零部件[1，2]。

鈦合金構(gòu)件需要通過(guò)鍛造精確調(diào)控組織來(lái)獲得相應(yīng)的性能并確保鍛件整體的組織均勻性，采用自由鍛造生產(chǎn)鈦合金細(xì)長(zhǎng)軸類鍛件時(shí)，在確保鍛透性的同時(shí)，要盡量減少難變形區(qū)并避免RTS效應(yīng)，一般認(rèn)為，當(dāng)心部等效應(yīng)變值＞0.2時(shí)，坯料被鍛透[3]。

陳飛等[4]研究了不同型砧對(duì)圓柱體拔長(zhǎng)的影響，結(jié)果表明，弧面砧能有效增加工件平均應(yīng)變，并增大拔長(zhǎng)后工件動(dòng)態(tài)再結(jié)晶百分?jǐn)?shù)，起到細(xì)化晶粒的作用。影響快鍛件應(yīng)力應(yīng)變狀態(tài)的主要因素有壓下量、砧寬比、砧子形狀、走砧方式、毛坯截面形狀及溫度等[5]。本文研究了不同的鍛造溫度、道次壓下量和走砧方式對(duì)Ti-662鈦合金棒材組織性能及超聲雜波水平的影響。

2、試驗(yàn)材料與方法

選用0級(jí)海綿鈦和Ti-662專用五元中間合金，為保證生產(chǎn)鑄錠成分的均勻性，采用真空自耗熔煉爐進(jìn)行三次熔煉，隨后采用ICP測(cè)試鑄錠化學(xué)成分，鑄錠化學(xué)成分見(jiàn)表1。鍛造時(shí)首先使用45MN快鍛機(jī)進(jìn)行單相區(qū)和兩相區(qū)多火次鐓拔變形，確保晶粒破碎及組織均勻，坯料顯微組織如圖1a所示。

由圖1a可看出，坯料為均勻的雙態(tài)組織。隨后使用45MN快鍛機(jī)及配套弧面砧分別采用不同工藝進(jìn)行成品鍛造，弧面砧結(jié)構(gòu)如圖1b所示。最終制成φ108mm×2500mm 的細(xì)長(zhǎng)軸。其工藝一為：相變點(diǎn)下40℃加熱，采用弧面砧從長(zhǎng)軸中段開(kāi)始滿砧拔長(zhǎng)，此時(shí)砧寬比約為2.5，首段減徑完成后控制砧寬比0.8～1，從中間向A端走砧，待A端鍛造完成后繼續(xù)鍛造B端，每道次首遍壓下量15%，每次翻轉(zhuǎn)角度60°，共3道次完成鍛造，鍛造過(guò)程始終維持較高的鍛造溫度，不回火；工藝二為：在相變點(diǎn)下70℃加熱，采用弧面砧從長(zhǎng)軸A端開(kāi)始鍛造，始終控制砧寬比0.8～1，每道次首遍壓下量10%，每次翻轉(zhuǎn)角度60°，4道次完成，A端鍛造完成后回火補(bǔ)溫，保溫15min后開(kāi)始鍛造B端，B端從棒材中段開(kāi)始鍛造。

棒材經(jīng)車光后采用MAXI BACUS-MTS-01水浸超聲波自動(dòng)檢測(cè)系統(tǒng)對(duì)長(zhǎng)軸進(jìn)行掃查，并使用IVEvaluation UT C掃分析軟件對(duì)其進(jìn)行分析，形成C掃圖，并在長(zhǎng)軸頭尾兩端取樣，分別使用Axiomatic光學(xué)顯微鏡及INSTRON電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)檢測(cè)顯微組織及拉伸性能。

3、結(jié)果與討論

3.1 超聲波掃查

圖2所示為長(zhǎng)軸車光后，按AMS2628標(biāo)準(zhǔn)，使用分區(qū)探頭和對(duì)比試塊，分3個(gè)區(qū)分別設(shè)置0.8mm的FBH檢測(cè)靈敏度，是兩種工藝整支棒材的C掃圖和雜波最高點(diǎn)的A掃圖。C掃圖的長(zhǎng)度即為棒材長(zhǎng)度，寬度為棒材旋轉(zhuǎn)一周內(nèi)圓所有的超聲波信號(hào)，在10in（1in＝25.4mm）探頭有效聲束寬度的范圍內(nèi)，棒材每旋轉(zhuǎn)1.2°，記錄一次超聲波信號(hào)，旋轉(zhuǎn)一周記錄300次，探測(cè)深度37～72mm，顏色由藍(lán)到紅對(duì)應(yīng)最大雜波反射信號(hào)由低到高。由圖2可看出，工藝一鍛造的長(zhǎng)軸整體雜波較高，幾乎一半?yún)^(qū)域雜波超過(guò)56%（－3dB），且雜波高的區(qū)域呈180°對(duì)向分布，尤其棒材中段及B端最為嚴(yán)重，最大雜波反射點(diǎn)在棒材B端附近，高度72.9%，中段雜波高是因?yàn)榛∶嬲柙诟叩恼鑼挶葷M砧壓下時(shí)，砧寬比過(guò)大，在以15%的道次變形量壓下后，坯料會(huì)向R110mm圓弧處及上下砧間隙產(chǎn)生較大的寬展量，翻轉(zhuǎn)后按同一尺寸壓下，壓下量顯著增加，并且由于高的砧寬比，會(huì)使坯料內(nèi)部產(chǎn)生RST效應(yīng)，造成內(nèi)部滑動(dòng)撕裂[6]，而在此表現(xiàn)為沿滑動(dòng)面的劇烈溫升，造成顯微組織變化。而隨著鍛造由中段向端頭進(jìn)行，砧寬比恢復(fù)正常，雜波略有降低，但到兩端頭雜波又再度升高，這是因?yàn)殄懺熳哒杩斓竭_(dá)端頭區(qū)域時(shí)，失去了剛端的約束。理論與試驗(yàn)表明，在鍛造變形過(guò)程中，由于摩擦和溫度梯度的影響，在工具和鍛坯接觸區(qū)域的附近總是或大或小地存在一個(gè)難變形區(qū)，其大小與形狀對(duì)鍛件內(nèi)部的變形分布和應(yīng)力狀態(tài)有重要的影響。從變形角度分析，當(dāng)鍛坯與砧子接觸區(qū)域存在難變形區(qū)時(shí)，則心部區(qū)域變形量必然大；從應(yīng)力角度分析，由于拔長(zhǎng)時(shí)存在剛端約束，當(dāng)心部金屬流動(dòng)速度大時(shí)，為保持變形體的連續(xù)性，上下難變形區(qū)必然通過(guò)剛端阻礙軸線附近的金屬流動(dòng)，因此在心部造成較大的軸向壓應(yīng)力[7]。而失去剛端約束，軸向壓應(yīng)力變?yōu)槔瓚?yīng)力，引起不均勻變形和鍛透程度減弱，造成了超聲波檢測(cè)時(shí)雜波升高。

工藝二降低了鍛造溫度，調(diào)整了壓下量和走砧方式，但由于鍛造溫度低，道次多，控制了鍛造溫升，因此需回火補(bǔ)溫。從超聲波檢測(cè)結(jié)果來(lái)看，整體雜波均勻性及最高雜波均好于工藝一，距A端1000mm處有若干個(gè)雜波高的區(qū)域，且前半段雜波高于后半段，這是由于鍛造首先從A端開(kāi)始，走砧1000mm左右后逐漸減少壓下量，隨后又從A端開(kāi)始進(jìn)行第二道次鍛造，直至4道次鍛造結(jié)束后回火，此時(shí)距A端1000mm 處區(qū)域形成臺(tái)階。由于軸向走砧長(zhǎng)度較短，鍛造溫升大于溫降，造成顯微組織的變化使雜波偏高，回火后由臺(tái)階區(qū)域開(kāi)始向B端鍛造，過(guò)渡臺(tái)階區(qū)域?yàn)檎О舨碾s波為最高區(qū)域，最大雜波反射高度54.6%，這是因?yàn)檫^(guò)渡臺(tái)階區(qū)域不均勻變形更為嚴(yán)重。后半段由于走砧長(zhǎng)度長(zhǎng)，每道次壓下后降溫時(shí)間長(zhǎng)，溫升與溫降大致相等，因此雜波較低，但180°對(duì)向也有雜波偏高的區(qū)域，說(shuō)明圓弧砧每道次按同一尺寸壓下時(shí)翻轉(zhuǎn)造成壓下量過(guò)大的問(wèn)題依舊存在。但從整體來(lái)看，經(jīng)過(guò)優(yōu)化的工藝較原工藝超聲波檢測(cè)水平有明顯提升，雜波整體均勻，整支棒材最高雜波＜－3dB，符合AMS2631AA級(jí)要求。

3.2 顯微組織

鈦合金的顯微組織對(duì)超聲波檢測(cè)的結(jié)果有重要影響。馬小懷等[8]研究結(jié)果顯示，片層狀組織超聲波檢測(cè)雜波水平最高，網(wǎng)狀組織次之，等軸組織最低。而鈦合金鍛造時(shí)終鍛溫度對(duì)鈦合金的顯微組織有重要影響，對(duì)兩種工藝生產(chǎn)棒材兩端切頭取樣，觀察棒材心部的顯微組織，如圖3所示。由圖3可看出，工藝一生產(chǎn)棒材兩端顯微組織差異較大，A端是后鍛的一端，為雙態(tài)組織，初生α相含量較低，說(shuō)明終鍛溫度在兩相區(qū)上部，B端是先鍛的一端，存在少量極細(xì)小的等軸α相和大量被拉長(zhǎng)呈條狀的α相，條狀α相含量高、長(zhǎng)度短、方向變化多，此外還存在β轉(zhuǎn)，β轉(zhuǎn)中次生α相較為細(xì)小，故該組織類似于網(wǎng)籃組織。網(wǎng)籃組織一般由接近相變點(diǎn)近β鍛造形成，說(shuō)明此端鍛造過(guò)程中心部溫升劇烈，接近相變點(diǎn)或在相變點(diǎn)附近。

工藝二生產(chǎn)的棒材兩端顯微組織也為雙態(tài)組織，初生α相含量相近，初生α相含量較工藝一A端有明顯增加，但兩端初生α相尺寸差異明顯，A端尺寸大、數(shù)量少，B端細(xì)小但數(shù)量多，這是由于A端作為先鍛造的區(qū)域，走砧長(zhǎng)度短，鍛造時(shí)該段存在溫升，心部終鍛溫度高于加熱溫度，初生α相含量應(yīng)該偏低，但該端在加熱溫度回火后有緩冷效果。因?yàn)榫徖溥^(guò)程中初生α相增大，而出爐后空冷的過(guò)程有較大的過(guò)冷度，促進(jìn)了次生α相的形核，所以該端次生α相更細(xì)小，而B(niǎo)端鍛造時(shí)走砧長(zhǎng)度長(zhǎng)，且端頭處為最后鍛造的區(qū)域，鍛造時(shí)會(huì)有一定的自然溫降，因此鍛造溫度低且散熱時(shí)間長(zhǎng)，導(dǎo)致該區(qū)域終鍛溫度低，初生α相含量高且細(xì)小，并且該段在兩相區(qū)下部停留時(shí)間較長(zhǎng)，次生α相較A端粗大。

3.3 拉伸性能

兩種工藝兩端的橫縱向拉伸性能見(jiàn)表2。由表2可看出，工藝一A端強(qiáng)度稍高、但塑性較B端低，這是由于該組織中存在的少量等軸α相對(duì)變形起著協(xié)調(diào)作用，推遲了空洞的形核和發(fā)展，斷裂前將產(chǎn)生更大的變形，從而顯示較高的塑性[9]；工藝二B端較A端強(qiáng)度有略微提高，塑性幾乎無(wú)差別，這是由于對(duì)兩相鈦合金而言，其強(qiáng)度由初生α相和次生α相的含量和形態(tài)共同決定，組織中球狀初生α相越細(xì)小、均勻，力學(xué)性能就越高[10]，而次生α相隨著片層厚度的增加，呈現(xiàn)強(qiáng)度降低的規(guī)律[11]，B端球狀初生α相更細(xì)小，但次生α相片層厚度大，綜合作用下兩端力學(xué)性能差別不大。工藝二較工藝一強(qiáng)度、塑性均有明顯提高，這是由于鈦合金雙態(tài)組織抗拉強(qiáng)度最高，拉伸塑性最好[12]， 且雙態(tài)組織強(qiáng)度隨初生α相含量的變化而變化，初生α相含量增多，其強(qiáng)度升高[13]。在拉伸試驗(yàn)過(guò)程中，試樣失效的過(guò)程首先會(huì)在初生α相和轉(zhuǎn)變?chǔ)陆M織的相界面上形成空洞，隨著拉伸變形程度的增加，在必須穿過(guò)集束之前，這些空洞沿相界面長(zhǎng)大，彌散分布的α相對(duì)空洞的長(zhǎng)大、裂紋的擴(kuò)展起阻礙作用，提高了其綜合力學(xué)性能。

4、結(jié)束語(yǔ)

1）Ti-662棒材超聲波檢測(cè)雜波與顯微組織有較大關(guān)系，網(wǎng)籃組織雜波最高，雙態(tài)組織次之，隨著初生α相含量的增加，組織趨于等軸化，雜波降低。

2）顯微組織對(duì)力學(xué)性能有較大的影響，存在少量細(xì)小等軸α相的類網(wǎng)籃組織塑性好，雙態(tài)組織的力學(xué)性能與初生α相的含量、初生與次生α相的尺寸有明顯關(guān)系。

3）超聲波C掃圖可作為判斷鈦合金棒材組織均勻性的依據(jù)，采用弧形砧鍛造生產(chǎn)Ti-662棒材時(shí)，較低的鍛造溫度、合理的砧寬比、較小的壓下量，以及由端頭向中間鍛造的走砧方式，可控制鍛造溫升，提高棒材整體組織均勻性，獲得均勻的雙態(tài)組織，降低超聲雜波水平。

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