供稿|張起，喬恩利，岳旭，黨鵬

內(nèi)容導(dǎo)讀

研究了Mo、Ni、Fe、O 等元素的含量及不同的變形量對TA10 超大規(guī)格鍛件組織和性能的影響，結(jié)果表明，隨著變形量的增加，心部溫升效應(yīng)明顯，合金初生α 相及β 轉(zhuǎn)變組織粗化，力學(xué)性能降低，提高合金及雜質(zhì)元素的含量，可明顯改變組織形貌，提高橫向力學(xué)性能，但造成塑性的降低和強(qiáng)烈的各向異性，因此，當(dāng)采取合金及雜質(zhì)元素較低的配料方案及較適宜的變形量，可獲得均衡、穩(wěn)定的顯微組織和橫、縱向力學(xué)性能的最佳匹配。

鈦及鈦合金作為一種性能優(yōu)異的新材料，因具有比強(qiáng)度高、優(yōu)良的耐腐蝕性及較高的耐熱性等優(yōu)點(diǎn)得到了廣泛應(yīng)用，與不銹鋼等耐腐蝕性金屬材料相比，鈦在抗氯離子腐蝕能力方面極強(qiáng)，但實(shí)踐證明，工業(yè)純鈦在高溫高濃度的氯化物中容易發(fā)生嚴(yán)重的間隙腐蝕，因此研制出Ti-Pd 合金，Ti-Pd 合金相比于工業(yè)純鈦，抗腐蝕性能尤其是在高溫高濃度氯化物抗間隙腐蝕的能力有顯著提高，但合金元素Pd 異常昂貴，生產(chǎn)成本很，為替代昂貴的Ti-Pd 合金，美國于20 世紀(jì)70 年代研制了Ti-0.3Mo-0.8Ni合金，即TA10 合金，TA10 鈦合金抗腐蝕性能接近Ti-Pd 合金，由于該合金內(nèi)少量的Mo、Ni 存在，使之具有良好的加工性能和綜合機(jī)械性能[1]，且成本相對低廉，在化學(xué)工業(yè)、石油工業(yè)、海洋工程等部門得到了廣泛的應(yīng)用，是制造高溫、高壓、高腐蝕工況下工作的管路、法蘭、彎頭、三通等零件的優(yōu)良材料。

隨著化工、石油等行業(yè)的發(fā)展，尤其是發(fā)達(dá)國家深海油氣田項(xiàng)目的開展，在原材料具備良好的抗腐蝕性能的條件下，對材料力學(xué)性能提出較高的要求，并且零件向大型化方向發(fā)展，這就需要原材料生產(chǎn)廠家進(jìn)一步挖掘材料潛力，提高鍛件生產(chǎn)技術(shù)，掌握超大規(guī)格鍛件組織性能控制方法。本文研究了橫截面積超過520 mm×560 mm，質(zhì)量達(dá)800 kg的超大規(guī)格TA10 鍛件化學(xué)成分及變形量與組織性能關(guān)系，旨在得到優(yōu)化的化學(xué)成分和鍛造工藝的匹配，為實(shí)際產(chǎn)品的生產(chǎn)提供理論依據(jù)。

試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)采用新疆湘潤新材料科技有限公司生產(chǎn)的TA10 鑄錠，按2 種方案配料，經(jīng)真空自耗電弧爐2 次熔煉，熔煉完成后從鑄錠中部取樣，進(jìn)行成分分析，各元素含量見表1，可以看出，試樣A 中Mo、Ni、Fe、O 等合金元素及雜質(zhì)元素含量均較低，試樣B 提高了主要合金元素和雜質(zhì)元素的含量，引入較多量雜質(zhì)元素的Fe。

表1 TA10 鑄錠各元素的(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) %

鍛件采用符合AMS2750E 要求的四級爐(爐溫均勻性±14 °C)進(jìn)行加熱及熱處理，在45 MN 快鍛機(jī)上鍛造，鑄錠經(jīng)由相變點(diǎn)上鐓拔開坯，然后進(jìn)行相變點(diǎn)下多火次鐓粗—拔長鍛造，變形速度60 mm/s，每次鐓粗變形量分別為30%、40%、50%，終鍛溫度控制在650～700 °C，鍛后坯料經(jīng)600 °C 保溫3 h，空冷后，分別從方坯的最心部切取橫縱向拉伸及顯微組織試樣，取樣位置見圖1，經(jīng)數(shù)控車床按ASTM E8 要求加工成φ12.5 mm 的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，采用CMT5205 電子拉伸試驗(yàn)機(jī)測定拉伸性能，采用舜宇光學(xué)ICX41M 倒置式金相顯微鏡觀察顯微組織。

結(jié)果與討論

化學(xué)成分及變形量對顯微組織的影響

化學(xué)成分及變形量對TA10 超大規(guī)格鍛件的顯微組織有明顯影響，溶質(zhì)原子含量較低時，初生α 相有長大、合并的現(xiàn)象，變形量越大，該現(xiàn)象越明顯，并且在較大變形量時，從β 轉(zhuǎn)變組織中析出少量次生α 相。提高合金元素及雜質(zhì)元素的含量，初生α 相細(xì)化，但隨著變形量的增加，β 轉(zhuǎn)變組織相應(yīng)增加，從β 轉(zhuǎn)變組織中析出的次生α 相厚度不斷增加，縱向組織呈明顯的帶狀分布。

氧屬于間隙型α 穩(wěn)定元素，鐵屬于共析型β 穩(wěn)定元素，鐵在β 鈦中最大固溶度為25%，在α 鈦中的最大固溶度為0.5%，由此可見鐵作為雜質(zhì)元素添加進(jìn)鈦合金，質(zhì)量分?jǐn)?shù)控制在0.3%以內(nèi)時，也能完全固溶于α 相中，且鐵元素屬于慢共析元素，本身不易發(fā)生共析反應(yīng)，因此，微量鐵元素的加入，難以增加β 相含量或形成共析產(chǎn)物，對合金的組織結(jié)構(gòu)幾乎沒有影響，但隨著鐵、氧含量的增加，可以增強(qiáng)固溶強(qiáng)化的效果，并且對熱加工過程中組織演變起到一定作用。

科研人員利用有限元模擬，對鐓粗過程應(yīng)變場、溫度場有較為深入的研究，文獻(xiàn)[2]指出，平板間鐓粗劇烈變形區(qū)的等效應(yīng)變高，溫升高，當(dāng)變形溫度與變形速度相同時，隨著壓下量的增加，溫升相應(yīng)增加，該鍛件最小散熱厚度達(dá)300 mm，在鈦合金低導(dǎo)熱性作用下，鐓粗后心部熱量散失很慢，并且由于鐓粗變形量大，其后續(xù)后拔長過程變形量也相應(yīng)增大，更進(jìn)一步增加了心部的溫升，故隨著鐓粗變形量的增大，鍛造過程中鍛件心部會產(chǎn)生明顯的溫升效應(yīng)，鍛件心部開始發(fā)生α→β 相變，變形量越大，溫升越劇烈，轉(zhuǎn)變成的β 相越多。圖2 和圖3分別為A 成分經(jīng)相變點(diǎn)下不同鐓粗變形量生產(chǎn)鍛件的顯微組織，可以看出，初生α 相晶界不明顯，晶粒有一定程度的合并現(xiàn)象，且隨著變形量的增加初生α 相晶粒合并現(xiàn)象加重，這是由于鍛件經(jīng)過變形后，變形給予的儲能與溫升均較大，且鍛件規(guī)格本身較大，隨后的冷卻過程較為緩慢，有一定的爐冷效應(yīng)，初生α 相先以消耗周邊β 相的機(jī)制長大，但當(dāng)相變達(dá)到平衡后，組織中儲能較小，長時間保溫(緩冷)時，在界面張力作用下通過晶界遷移機(jī)制完成長大[3]。

圖4 和圖5 分別為B 試樣經(jīng)相變點(diǎn)下不同鐓粗變形量生產(chǎn)鍛件的顯微組織，可以看出，B 試樣鍛件初生α 相晶粒更細(xì)小，并且無論變形量多少，初生α 相晶界完整，這是由于β 轉(zhuǎn)變組織中析出相對較多的次生α 相，次生α 相有明顯的長大趨勢，阻礙了初生α 相的長大。

對比A 試樣和B 試樣顯微組織，A 試樣合金變形量較小時，鍛件心部橫縱向顯微組織為等軸初生α 相+少量β 轉(zhuǎn)變組織，其中縱向顯微組織中初生α 相和β 轉(zhuǎn)變組織均有一定程度的拉長，β 轉(zhuǎn)變組織內(nèi)無次生α 相析出，隨著鐓粗變形量的增加，β 轉(zhuǎn)變組織含量增加，且β 轉(zhuǎn)變組織中析出短棒狀的次生α 相，鐓粗變形量越大，次生α 相含量越高，片層厚度越大，但總的析出量及片層厚度均有限，縱向組織中初生α 相及β 轉(zhuǎn)變組織拉長越明顯。B 試樣合金橫向顯微組織均為等軸初生α 相+β 轉(zhuǎn)變組織，30%變形時即出現(xiàn)短棒狀次生α 相，隨著鐓粗變形量的增加，初生α 相含量減少，β 轉(zhuǎn)變組織增加，其中次生α 相數(shù)量、片層厚度與長度急劇增加，至50%變形時，次生α 相面積分?jǐn)?shù)超過50%，且呈現(xiàn)片層狀網(wǎng)籃交織排列。縱向顯微組織中α 相和β 轉(zhuǎn)變組織均有明顯拉長，呈帶狀分布，拉長程度不隨鐓粗變形量的變化而變化。對于β 轉(zhuǎn)變組織中次生α 相形成的原因，可以認(rèn)為由以下2 種因素作用，一是由于變形量的增加，增加了儲能和溫升，二是由于溶質(zhì)原子造成的晶格畸變，為次生α 相的形核創(chuàng)造了條件，溶質(zhì)原子含量越高，晶格畸變越嚴(yán)重，β→α 轉(zhuǎn)變時次生α 形核率越高，故溶質(zhì)原子含量低且變形量不足，系統(tǒng)供給能量不足以支持次生α 相形核，以初生α 相的長大為主。對于次生α 相長大并且呈相互垂直分布的原因，可以認(rèn)為α 到β 相轉(zhuǎn)變時取向關(guān)系嚴(yán)格受Burgers 取向關(guān)系約束，而β 相到α 相的轉(zhuǎn)變過程中最多有12 個不同取向，但實(shí)際轉(zhuǎn)變過程中有重要的變量選擇，晶界α 相首先形核，并依賴于臨近的β 相取向[4]，壓力加工過程中由于變形參數(shù)的不同，特定取向也有所不同，并且由于內(nèi)部晶界的幾何取向的限制，α 相只能向固定的方向生長[5]，更進(jìn)一步限制了其生長的方向。最后由于鍛件自身的緩冷作用，導(dǎo)致次生α 相片層均較厚。

化學(xué)成分及變形量對力學(xué)性能的影響

兩種試樣的橫、縱向室溫拉伸各項(xiàng)指標(biāo)的變化趨勢見圖6，可以看出，A、B 兩種試樣的鍛件強(qiáng)度隨變形量的增加而減少，塑性指標(biāo)A 試樣明顯高于B 試樣，但B 試樣在小變形量下的橫向強(qiáng)度、塑性均達(dá)到最高，各向異性明顯。

A 試樣不同鐓粗變形量鍛件的室溫拉伸性能見表2，可以看出溶質(zhì)原子含量較低時，隨著鐓粗變形量的增加，鍛件抗拉強(qiáng)度略微下降，屈服強(qiáng)度顯著下降，根據(jù)柯垂?fàn)柪碚?，溶質(zhì)原子對位錯的釘扎作用是影響屈服強(qiáng)度的關(guān)鍵因素，合金中存在少量的β 相穩(wěn)定元素Fe、Mo、Ni，作為溶質(zhì)原子穩(wěn)定下來的平衡態(tài)的β 相沿晶界分布，并在晶界β 相中偏聚，對位錯釘扎作用較強(qiáng)，但隨著晶界的合并消失，導(dǎo)致晶界對位錯運(yùn)動阻礙作用減弱甚至消失，晶界強(qiáng)化作用減弱，導(dǎo)致過早屈服，抗拉強(qiáng)度也隨之減弱。而在不小于40% 變形量下，縱向強(qiáng)度較低，有一定的各向異性，從圖2 和圖3 可以看出，橫向顯微組織等軸化較好，晶界合并效應(yīng)沒有縱向明顯，因此對強(qiáng)度有一定的提高作用。A 試樣塑性指標(biāo)在不同變形量的情況下變化不大，可以認(rèn)為塑性指標(biāo)基本不隨變形量的變化而變化。

表2 A 試樣鍛件的橫縱向室溫拉伸性能

B 試樣不同鐓粗變形量鍛件的室溫拉伸性能見表3，溶質(zhì)原子含量較高時，較小的鐓粗變形量可使產(chǎn)品的橫向力學(xué)性能有明顯提高，這是由于Ti 的原子半徑為0.147 nm，F(xiàn)e 的原子半徑為0.127 nm，二者差異較為明顯，因此，當(dāng)鈦合金中Fe、Mo、Ni 等溶質(zhì)原子含量增多時，原子半徑差異使其晶格畸變能增加，在變形過程中晶粒內(nèi)部可動位錯的滑移阻力增大，因而合金的強(qiáng)度提高。加入少量β 穩(wěn)定元素Fe、Mo、Ni，一方面，晶界增多，使晶粒細(xì)化，在同樣變形量下，變形分散在更多的晶界和晶粒內(nèi)進(jìn)行，變形更均勻，引起的應(yīng)力集中減小；另一方面，β 相的滑移系較α 相多，有利于位錯的滑移和攀移。因此，增加β 穩(wěn)定元素含量有利于提高鈦合金的塑性[6]，從過往研究結(jié)果及生產(chǎn)實(shí)際來看，O 含量的增加對提高鈦及鈦合金的強(qiáng)度有明顯作用，但會使塑性急劇下降，由于O 含量的提高，使合金塑性明顯下降，導(dǎo)致B 試樣的塑性不如A 試樣。與橫向拉伸性能相比，鍛件縱向抗拉強(qiáng)度較低，屈服強(qiáng)度嚴(yán)重降低，塑性指標(biāo)也有一定的差異，各向異性嚴(yán)重，與縱向組織呈帶狀分布有明顯對應(yīng)關(guān)系，這主要是因?yàn)棣?相密排六方結(jié)構(gòu)的固有特性，變形后產(chǎn)生晶體學(xué)織構(gòu)，再結(jié)晶退火后更加顯著[7]，隨著鐓粗變形量增加到50%，橫縱向強(qiáng)度、塑性均急劇降低，這是由于厚度較大的片層狀次生α 相含量增加導(dǎo)致的。

表3 B 試樣鍛件的橫縱向室溫拉伸性能

結(jié)論

(1)由于溫升效應(yīng)，提高變形量，將導(dǎo)致晶粒粗化，β 轉(zhuǎn)變組織含量增加，次生片狀α 相增厚，室溫拉伸性能降低。

(2)提高合金元素及雜質(zhì)元素的含量，更易形成β 轉(zhuǎn)變組織，初生α 相含量、尺寸減小，縱向組織呈明顯的帶狀分布，鍛件的橫向力學(xué)性能提升明顯，但造成塑性下降及強(qiáng)烈的各向異性。

(3)對于超大規(guī)格TA10 鍛件生產(chǎn)，綜合考慮溫升、散熱及變形因素，為保證心部性能，鑄錠制備時將合金元素和雜質(zhì)元素控制在較低水平，鐓粗變形量控制在30%，可獲得均衡、穩(wěn)定的顯微組織和橫、縱向力學(xué)性能的最佳匹配。