張 智，李 維，廖 強(qiáng)，侯 鵬，吳 華，張曉東

（西部鈦業(yè)有限責(zé)任公司，陜西 西安 710201）

0 引言

TC10鈦合金的名義化學(xué)成分為 T i－6Al－6V－2Sn－0.5Cu－0.5Fe，是在 T i－6Al－4V 基 礎(chǔ)上發(fā)展的一種高強(qiáng)度α＋β型鈦合金，一般在退火態(tài)下使用。該合金在海水及原油中的硫化物、氨、氯等介質(zhì)中具有優(yōu)異的耐蝕性和良好的綜合性能，在潮濕環(huán)境和海水介質(zhì)中工作，其抗腐蝕能力高于1Cr18Ni9Ti，特別是對(duì)點(diǎn)蝕、酸蝕、應(yīng)力腐蝕的抵抗力特別強(qiáng)。與TC4合金相比，TC10鈦合金的綜合性能好，因此TC10鈦合金棒材更適用于對(duì)強(qiáng)度、塑性、沖擊韌性有更高要求的海洋石油勘探與開(kāi)發(fā)領(lǐng)域，其市場(chǎng)應(yīng)用前景廣闊。由于TC10鈦合金的鍛造工藝對(duì)改善其組織以及提高性能有著重要的作用［1］，因此，本文研究了不同鍛造工藝對(duì)TC10鈦合金組織和性能的影響，為T(mén)C10鈦合金鍛造工藝的優(yōu)化提供了有力依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料和設(shè)備

試驗(yàn)用材料采用西部鈦業(yè)公司生產(chǎn)的Φ480 mm×L的TC10鈦合金鑄錠，經(jīng)兩次真空自耗電弧爐熔煉，其化學(xué)成分符合技術(shù)要求。表1為T(mén)C10鑄錠的合金元素含量。

表1 TC10鑄錠的的合金元素含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)） %

鑄錠經(jīng)天然氣爐加熱，1 100℃開(kāi)坯鍛造，鍛后規(guī)格為□250，之后鋸切下料。由于鈦合金的鍛造溫度相對(duì)較窄，為了便于鍛造工藝的制定，測(cè)得試驗(yàn)用材料相變點(diǎn)為950℃～960℃；為了得到具有較好組織與性能的鈦合金棒材，特制定了兩種工藝路線(xiàn)。工藝A如下：經(jīng)β區(qū)一火次鐓拔（鍛比為4.8），α＋β區(qū)兩火次鐓拔（鍛比為4.8），一火次成形鍛造（變形量為35%），成品規(guī)格為Φ93，鍛后經(jīng)固溶時(shí)效處理。工藝B僅比工藝A在β區(qū)多一火次鐓拔，其余參照工藝A。

鐓拔及成形鍛造使用360 k W電爐加熱，鍛造設(shè)備為2 500 t快鍛機(jī)，最后一火次成型采用SX－16精鍛機(jī)。室溫拉伸試驗(yàn)按照GB／T228－2002《金屬材料室溫拉伸試驗(yàn)方法》的標(biāo)準(zhǔn)在Instron 1185電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，金相分析在OLYMPUS PMG3光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行。

2 結(jié)果與討論

2.1 不同鍛造工藝對(duì)TC10鈦合金組織的影響

圖1為兩種工藝執(zhí)行前的原始坯料金相組織（鑄錠經(jīng)高溫開(kāi)坯后）。由圖1可見(jiàn)，坯料表現(xiàn)為魏氏組織，且組織比較粗大，有連續(xù)的三叉晶界，晶內(nèi)組織平直，呈集束狀，取向基本一致，只有少數(shù)晶界部位形成了不同位向的亞晶粒。

圖2為經(jīng)過(guò)β區(qū)不同鍛造工藝后的金相組織，鑄錠經(jīng)在相變點(diǎn)以上150℃左右高溫開(kāi)坯后，經(jīng)過(guò)相變點(diǎn)之上鐓拔后組織細(xì)化，且無(wú)明顯連續(xù)晶界。但圖2（a）組織表現(xiàn)為針狀魏氏組織，呈集束狀的α片層組織，方向一致；圖2（b）組織中α呈比較細(xì)小的條狀形態(tài)，且基本每個(gè)α條的取向不同，晶界已被破碎且較模糊。這是由于圖2（b）中組織經(jīng)過(guò)多火次變形，魏氏組織破碎較充分，形成α條狀組織且方向性較雜亂。

圖1 原始坯料金相組織

圖2 經(jīng)β區(qū)不同工藝鍛造后的金相組織

圖3為經(jīng)過(guò)相變點(diǎn)之下兩火次鐓拔后坯料的金相組織。由圖3可以看出晶界完全破碎，針狀α相已全部分解成α相和β相，有一部分條狀α相已經(jīng)轉(zhuǎn)化為等軸α相。圖3（b）比圖3（a）組織更細(xì)小、均勻，這是由于經(jīng)β相區(qū)充分變形后，組織已較細(xì)小，容易變形，圖3（a）中還存在有較粗大α條和α塊，且粗大組織方向基本一致。

圖3 經(jīng)α＋β區(qū)鍛造后金相組織

圖4為成形鍛造后，經(jīng)過(guò)固溶時(shí)效的金相組織。圖4（a）組織為等軸組織和拉長(zhǎng)的等軸組織，當(dāng)變形程度不足時(shí)，晶內(nèi)儲(chǔ)存的變形能低，某些部位未達(dá)到新晶粒成核所需的激活能，再結(jié)晶不容易發(fā)生，球化程度小；而圖4（b）為等軸組織，球化程度較高，組織均勻，比圖4（a）組織細(xì)小。這是由于變形充分能使更多的滑移系的位錯(cuò)源啟動(dòng)，產(chǎn)生相應(yīng)的滑移，也有利于片狀α球化；另外變形程度越大，因受流動(dòng)應(yīng)力被切斷的片狀α數(shù)量越多，為再結(jié)晶提供更多的形核機(jī)會(huì)［2］。

2.2 不同鍛造工藝對(duì)TC10鈦合金性能的影響

對(duì)兩種不同鍛造工藝得到的成品棒材分別取弦向和縱向試樣，表2為不同鍛造工藝下TC10鈦合金棒材的室溫力學(xué)性能對(duì)比。

由表2可以看出，執(zhí)行工藝B得到的棒材力學(xué)性能優(yōu)于執(zhí)行工藝A的，其中抗拉強(qiáng)度Rm高60 MPa左右，屈服強(qiáng)度Rp0.2高30 MPa左右，但延伸率A及斷面收縮率Z相差不大。對(duì)比弦向和縱向數(shù)據(jù)發(fā)現(xiàn)，工藝A縱向強(qiáng)度比弦向要略高50 MPa左右，工藝B弦向和縱向數(shù)據(jù)相差不大。這是由于在室溫下，合金的強(qiáng)度隨著等軸組織的變化而變化，等軸組織含量高，合金的強(qiáng)度高，組織中等軸組織含量低，相對(duì)來(lái)說(shuō)強(qiáng)度就降低一些，這種變化符合一般的強(qiáng)度變化規(guī)律。另外，合金的強(qiáng)度也和晶粒大小有一定關(guān)系，合金組織越粗大，強(qiáng)度越差，這也符合Hall－Patch關(guān)系，即晶粒長(zhǎng)大時(shí)強(qiáng)度要下降［3］。因此，執(zhí)行工藝B的棒材強(qiáng)度要略高一些，而且由于執(zhí)行工藝B的棒材組織相對(duì)均勻，因此棒材弦向和縱向性能的差別也較小。

圖4 成形鍛造后經(jīng)固溶時(shí)效的金相組織

表2 兩種不同鍛造工藝下TC10鈦合金棒材的力學(xué)性能對(duì)比

3 結(jié)論

（1）隨著鍛造溫度由β區(qū)向α＋β區(qū)的降低，TC10鈦合金金相組織由魏氏組織轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S組織。

（2）TC10鈦合金β區(qū)鐓拔次數(shù)增加，有利于原始粗大組織充分破碎，成形鍛造時(shí)組織更易球化，且等軸α尺寸更小，組織更均勻。

（3）對(duì)比兩種不同鍛造工藝下TC10鈦合金棒材的力學(xué)性能，工藝B比工藝A的強(qiáng)度高，塑性相當(dāng)；工藝B的各向異性較小。

［1］ 張喜燕，趙永慶，白晨光.鈦合金及應(yīng)用［M］.北京：化學(xué)工業(yè)出版社，2005.

［2］ 馬英杰，劉建榮，雷家峰，等.熱處理制度對(duì)鈦合金片層組織的影響［J］.稀有金屬材料與工程，2005，34（s1）：19－22.

［3］ 賴(lài)運(yùn)金，鈦合金片狀組織演變機(jī)制與球化動(dòng)力學(xué)研究［D］.西安：西北工業(yè)大學(xué)，2007：1－10.