李 瑞，段曉輝，岳 旭，王永強(qiáng)，馮秋元，歐笑笑,劉宇舟

(1.寶鈦集團(tuán)有限公司，陜西 寶雞 721014)(2.寶雞鈦業(yè)股份有限公司，陜西 寶雞 721014)

0 引 言

Ti-6Al-4V合金是一種α+β兩相鈦合金，具有良好的工藝塑性、超塑性、焊接性和耐腐蝕性能等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于航空航天、艦船、醫(yī)療等領(lǐng)域。該合金具有較高的屈強(qiáng)比，一般采用熱加工成形，鍛造過程中的變形溫度、變形量等工藝參數(shù)對(duì)合金組織及性能影響顯著[1]。

目前我國(guó)生產(chǎn)大規(guī)格方坯主要采用自由鍛造方式，鍛造火次往往超過16火，這樣制備的鍛件性能雖可以滿足標(biāo)準(zhǔn)要求，但與國(guó)外產(chǎn)品相比，批次穩(wěn)定性較差，成本偏高。為了得到高質(zhì)量、高穩(wěn)定性、低成本的產(chǎn)品，可通過全流程控制鍛造技術(shù)。在鍛造設(shè)備上設(shè)置程序，控制鍛造工藝參數(shù)，從而提高產(chǎn)品質(zhì)量及穩(wěn)定性，減少鍛造火次，降低成本[2-3]。本研究采用萬噸液壓機(jī)進(jìn)行全流程控制鍛造，以3種不同的工藝分別制備Ti-6Al-4V合金大規(guī)格方坯，對(duì)不同鍛造工藝制備的大規(guī)格方坯進(jìn)行力學(xué)性能、顯微組織和超聲波探傷檢測(cè)，探索合理的鍛造工藝，以得到工藝流程短、性能優(yōu)良的Ti-6Al-4V合金大規(guī)格方坯。

1 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為經(jīng)3次真空自耗電弧爐熔煉的Ti-6Al-4V合金鑄錠，規(guī)格為φ796 mm，低倍組織如圖1所示，化學(xué)成分符合AMS 4928U標(biāo)準(zhǔn)要求。采用金相法測(cè)得鑄錠β相變點(diǎn)為995 ℃。

圖1 Ti-6Al-4V合金鑄錠低倍組織Fig.1 Macrostructure of Ti-6Al-4V alloy ingot

根據(jù)研制要求制定出3種鍛造工藝，利用Simufact軟件進(jìn)行計(jì)算機(jī)模擬，根據(jù)計(jì)算結(jié)果輸出的溫度場(chǎng)與應(yīng)變場(chǎng)，分析并優(yōu)化鍛造工藝參數(shù)，使得鍛造過程中變形充分均勻。設(shè)置萬噸液壓機(jī)的道次壓下量、壓下速率、進(jìn)給量及翻轉(zhuǎn)角度等工藝參數(shù)，使鍛造過程在優(yōu)化后的工藝參數(shù)下進(jìn)行。相比于傳統(tǒng)的自由鍛造方式，該鍛造過程由液壓機(jī)對(duì)坯料進(jìn)行處理，不僅可以避免操作者的人為作用，還能保證產(chǎn)品尺寸準(zhǔn)確度及工藝執(zhí)行率，確保產(chǎn)品具有良好的穩(wěn)定性。制定的3種鍛造工藝如下。

工藝A：①坯料加熱至相變點(diǎn)以上較高溫度，進(jìn)行6火自由鍛(鐓粗、拔長(zhǎng))，鍛后水冷；②加熱至相變點(diǎn)以下20～40 ℃，進(jìn)行4火自由鍛；③加熱至相變點(diǎn)以下30～50 ℃，2火鍛造得到245 mm×480 mm×3 700 mm方坯。工藝A共進(jìn)行12火鍛造。

工藝B：①坯料加熱至相變點(diǎn)以上較高溫度，進(jìn)行5火自由鍛，鍛后水冷；②加熱至相變點(diǎn)以下20～40 ℃，進(jìn)行1火自由鍛；③加熱至相變點(diǎn)以上較高溫度，進(jìn)行1火自由鍛，鍛后水冷；④加熱至相變點(diǎn)以下20～40 ℃，出爐后進(jìn)行3火自由鍛；⑤加熱至相變點(diǎn)以下30～50 ℃，2火鍛造得到245 mm×480 mm×3 700 mm方坯。工藝B共進(jìn)行12火鍛造。

工藝C：①坯料加熱至相變點(diǎn)以上較高溫度，進(jìn)行5火自由鍛，鍛后水冷；②加熱至相變點(diǎn)以下20～40 ℃，進(jìn)行3火自由鍛；③加熱至相變點(diǎn)以下30～50 ℃，2火次鍛造得到245 mm×480 mm×3 700 mm方坯。工藝C共進(jìn)行10火鍛造。

Ti-6Al-4V合金大規(guī)格方坯經(jīng)780 ℃×2 h/AC退火后，在其頭部切取試樣片，沿邊部、W/4處(W為方坯寬度)、心部切取橫向與縱向金相試樣，用腐蝕液(5%HF+10%HNO3+85%H2O)腐蝕后，采用AXIOVERT 200MAT金相顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察。在方坯頭、中、尾部切取試樣塊，在試樣塊縱向(L)、橫向(LT)和高向(ST) 的W/4處各取2個(gè)力學(xué)性能試樣，采用INSTRON 5885拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫力學(xué)性能測(cè)試。按AMS 4928U標(biāo)準(zhǔn)要求，采用SONATEST 380M型探傷儀，用直接接觸法進(jìn)行超聲波檢測(cè)，探頭型號(hào)為5P20Z。

2 結(jié)果與討論

2.1 鍛造工藝對(duì)大規(guī)格方坯顯微組織的影響

3種鍛造工藝得到的Ti-6Al-4V合金大規(guī)格方坯的顯微組織分別見圖2、圖3、圖4。鑄錠經(jīng)過單相區(qū)和兩相區(qū)的熱加工變形后，原始β晶粒得到了充分破碎，顯微組織為β基體上均勻分布的不同尺寸的等軸α相組織，初生α相含量約占80%左右。從形貌上看，工藝A和B較工藝C的初生α相尺寸更為細(xì)?。还に嘋方坯組織中初生α相尺寸偏大，局部存在未完全破碎的晶界α相以及大塊α相，β相中有轉(zhuǎn)變的針狀α相。A、B、C 3種工藝均是先在β單相區(qū)進(jìn)行開坯鍛造，并采用水冷方式進(jìn)行冷卻，因此β相來不及通過擴(kuò)散形成穩(wěn)定的α相，而是以切變方式進(jìn)行相變，保留了相對(duì)細(xì)小的α片層。這種片層組織不能通過熱處理改變其形貌，使其球化或者等軸化，只能通過α+β兩相區(qū)大變形實(shí)現(xiàn)，應(yīng)變較小時(shí)，片層組織發(fā)生扭折，應(yīng)變?cè)龃蟮揭欢ǔ潭群箝_始發(fā)生動(dòng)態(tài)球化[4-5]。進(jìn)入α+β兩相區(qū)變形后，工藝A、B的變形足夠充分，滿足使與橫斷面平行和垂直方向的片狀α相充分變形的條件，原始晶粒充分破碎，球化過程進(jìn)行的較充分，組織均勻性好。工藝B在α+β兩相區(qū)變形中增加了一火β單相區(qū)均勻化處理，由于β晶粒在單相區(qū)加熱時(shí)長(zhǎng)大非常迅速，容易形成連續(xù)的晶界α相，因此工藝B較工藝A的晶粒大[6]。工藝C只進(jìn)行了10火鍛造，在單相區(qū)和α+β兩相區(qū)變形不足，導(dǎo)致晶粒破碎不充分，晶粒粗大，球化過程不完全，形成的組織不均勻，心部存在長(zhǎng)條及大塊α相(圖4)。

圖2 工藝A鍛制的Ti-6Al-4V合金方坯的金相照片F(xiàn)ig.2 Metallographs of Ti-6Al-4V alloy forging billet produced by process A：(a)horizontal edge；(b)horizontal W/4；(c)horizontal heart；(d)vertical edge；(e)vertical W/4；(f)vertical heart

圖3 工藝B鍛制的Ti-6Al-4V合金方坯的金相照片F(xiàn)ig.3 Metallographs of Ti-6Al-4V alloy forging billet produced by process B：(a)horizontal edge；(b)horizontal W/4；(c)horizontal heart；(d)vertical edge；(e)vertical W/4；(f)vertical heart

圖4 工藝C鍛制的Ti-6Al-4V合金方坯的金相照片F(xiàn)ig.4 Metallographs of Ti-6Al-4V alloy forging billet produced by process C：(a)horizontal edge；(b)horizontal W/4；(c)horizontal heart；(d)vertical edge；(e)vertical W/4；(f)vertical heart

2.2 鍛造工藝對(duì)大規(guī)格方坯力學(xué)性能的影響

A、B、C 3種工藝鍛制的大規(guī)格方坯的力學(xué)性能見表1。由表1可以看出，3種工藝鍛制的Ti-6Al-4V合金大規(guī)格方坯的力學(xué)性能均滿足AMS 4928U標(biāo)準(zhǔn)要求。工藝A、B的強(qiáng)度雖低于工藝C，但各方向差異較小，均勻性更好，且塑性明顯高于工藝C的。這是由于工藝A、B均在單相區(qū)和兩相區(qū)進(jìn)行了大變形，原始晶粒充分破碎，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶充分，球化過程充分，組織均勻性好，且強(qiáng)度與塑性匹配較好[7-8]。工藝C方坯組織中有長(zhǎng)條α相和針狀次生α相存在，使得材料在塑性變形時(shí)位錯(cuò)和滑移容易沿某一方向產(chǎn)生應(yīng)力集中，形成裂紋源，引起材料強(qiáng)度升高，塑性下降。

表1不同工藝鍛制的Ti-6Al-4V合金大規(guī)格方坯的室溫力學(xué)性能

Table 1 Room temperature mechanical properties of Ti-6Al-4V alloy large forging billets by different processes

2.3 Ti-6Al-4V大規(guī)格方坯超聲波探傷

3種工藝鍛制的Ti-6Al-4V合金大規(guī)格方坯的超聲波探傷結(jié)果見表2，探傷雜波圖見圖5。由表2可以看出，工藝A、B的雜波水平明顯低于工藝C。由圖5可以看出，工藝A的雜波最低，工藝B次之，工藝C的雜波明顯高于工藝A和B。雜波是組織不均勻性的反映[9]。工藝A、B的超聲波探傷雜波水平低, 反映出方坯的組織整體均勻性較好，這也與圖2、圖3結(jié)果相吻合。工藝C鍛制的大規(guī)格方坯從邊部到心部組織差異較大，心部長(zhǎng)條α相具有明顯的方向性(圖4)，使得超聲波沿該方向散射疊加，從而產(chǎn)生較高的雜波[10-11]。

表2 Ti-6Al-4V合金大規(guī)格方坯超聲波探傷結(jié)果

Table 2 Ultrasonic testing results of Ti-6Al-4V alloy large forging billets

圖5 不同工藝鍛制的Ti-6Al-4V合金大規(guī)格方坯的超聲波探傷波形圖Fig.5 Waveform of ultrasonic flaw detection of Ti-6Al-4V alloy large forging billets produced by different processes:(a)process A;(b)process B;(c)process C

3 結(jié) 論

(1)采用全流程控制的3種工藝鍛制出245 mm×480 mm×3 700 mm的Ti-6Al-4V合金大規(guī)格方坯，顯微組織均為等軸組織，初生α相含量約占80%。工藝A、B鍛制的方坯組織細(xì)小，均勻性好，超聲波雜波水平低。工藝C鍛制的方坯晶粒尺寸粗大，組織不均勻，心部存在長(zhǎng)條及大塊狀α相。

(2)工藝A、B鍛制的方坯有較好的強(qiáng)度和塑性匹配。工藝C的強(qiáng)度雖較高，但塑性相對(duì)較低。

(3)從組織均勻性、力學(xué)性能及超聲波雜波水平綜合考慮，工藝A為最優(yōu)鍛造方案。