黨 鵬，羅 偉，周玉川，李 輝

(西部鈦業(yè)有限責(zé)任公司，陜西 西安 710201)

SP700鈦合金是在Ti-6Al-4V 合金的基礎(chǔ)上(3/4的Ti-6Al-4V合金元素含量)開發(fā)的一個富含β相的(α+β)型鈦合金。其中Fe元素在鈦合金中的擴散較快，可以降低超塑變形過程中的變形抗力，同時快擴散元素有利于增加合金兩相鈦合金的超塑性性能；Mo元素在鈦合金中的擴散較慢，可以抑制超塑變形過程中的晶粒長大，使SP700合金具有超細(xì)晶粒(初生α相尺寸≈3μm)[1]；同時具有相當(dāng)高的超塑性變形能力，在775 ℃下，延伸率超過2 000%，比Ti-6Al-4V鈦合金的超塑成形溫度低100 ℃；而且，其抗拉強度、疲勞強度和斷裂韌性等都得到了改善，這些優(yōu)異的性能，使該合金在航空航天領(lǐng)域及其他行業(yè)都有著廣闊的應(yīng)用前景[2-3]。

SP700鈦合金由于存在一定體積分?jǐn)?shù)的β相，使該合金的熱/冷加工性能得到顯著改善，SP700鈦合金薄板可以采用冷軋工藝生產(chǎn)，也可以采用包覆疊軋工藝生產(chǎn)。不同工藝生產(chǎn)的SP700鈦合金薄板在力學(xué)性能、顯微組織、板形、表面質(zhì)量存在一定的差異，對后續(xù)的使用也產(chǎn)生較大的影響。本文主要研究了不同軋制工藝對SP700鈦合金薄板組織與力學(xué)性能的影響，實際生產(chǎn)中根據(jù)用途的不同選擇合理的加工工藝具有重要的參考和指導(dǎo)意義。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料及設(shè)備

本實驗所用的材料是某公司生產(chǎn)的SP700鈦合金鑄錠，該鑄錠經(jīng)過2次真空自耗熔煉，化學(xué)成分如表1所示，相變點：905 ℃。鑄錠在快鍛機上鍛造成180 mm×1 200 mm×1 300 mm板坯，然后在2 800 mm熱軋機和1 780 mm冷軋機上軋制成1.2 mm薄板。退火在電加熱爐中進行。

表1 SP700鑄錠的化學(xué)成分 %

1.2 試驗方法

本文分別研究了3種軋制工藝對1.2 mm薄板組織及室溫力學(xué)性能的影響。板坯在2 800 mm四輥可逆熱軋機上經(jīng)兩個火次熱軋軋到同一中間坯厚度，工藝A中間坯經(jīng)β淬火處理后經(jīng)熱軋軋制到4 mm，然后經(jīng)2個軋程的冷軋軋制得到1.2 mm薄板；工藝B中間坯經(jīng)β淬火處理后經(jīng)熱軋軋制到4 mm，然后采用包覆換向軋制制備出1.2 mm薄板；工藝C中間坯經(jīng)熱軋換向軋制到4 mm，然后采用包覆換向疊軋制備出1.2 mm薄板。具體工藝方案如下所示：

工藝A：中間坯→β淬火→兩相區(qū)軋制→冷軋順軋；

工藝B：中間坯→β淬火→兩相區(qū)軋制→包覆換向軋制；

工藝C：中間坯→兩相區(qū)軋制→包覆換向軋制。

1.3 測試方案

采用電子萬能試驗機按照GB/T228.1—2010標(biāo)準(zhǔn)進行板材室溫力學(xué)性能測試，用OLYMPUS PMG3金相顯微鏡觀察不同工藝板材微觀組織。

2 結(jié)果與討論

2.1 軋制工藝對顯微組織的影響

不同軋制工藝制備的1.2 mm薄板經(jīng)750 ℃1h退火后空冷，其顯微組織如圖1所示。不同軋制工藝生產(chǎn)的板材經(jīng)再結(jié)晶退火后，晶粒球化，生成全新的等軸晶。采用工藝A制備的薄板橫縱向顯微組織都為均勻的等軸晶，橫向平均晶粒尺寸為2.8 μm，縱向平均晶粒尺寸為2.4 μm，但薄板縱向顯微組織存在明顯的加工流線。采用工藝B制備的薄板橫縱向顯微組織也都為均勻的等軸晶，橫縱向平均晶粒尺寸都為3.0 μm，組織均勻性較工藝A要好。采用工藝C制備的薄板橫向平均晶粒尺寸3.5 μm，縱向平均晶粒尺寸3.8 μm，橫縱向組織中存在長條α晶粒，組織均勻性較工藝B要差。

圖1 三種軋制工藝制備的SP700薄板的顯微組織

中間坯橫縱向顯微組織如圖2(a)、圖2(b)所示，是典型的兩相區(qū)加工組織，由等軸初生α+轉(zhuǎn)變β組成，初生α相平均晶粒尺寸約10 μm。工藝A將中間坯進行了β淬火，是將板坯加熱到略高于β轉(zhuǎn)變溫度，保溫一定時間，然后通過浸水冷卻迅速冷卻至室溫，使中間坯形成針狀馬氏體組織，如圖3(a)、圖(b)所示，是由針狀的α′和α′層間的殘留β相組織的混合組織。通過淬火消除板材前期熱加工組織的不均勻性和各向異性。該組織經(jīng)兩相區(qū)大變形軋制，原始β晶界被破碎，晶內(nèi)針狀α′發(fā)生扭曲變形，一部分晶內(nèi)α′被切斷，一部分晶內(nèi)α′扭轉(zhuǎn)至軋制方向，被α′片分割成不同子區(qū)域的殘留β相也得到了不同程度的變形，軟的β相在硬的α′片間被壓縮變形。隨后經(jīng)過冷軋的大變形軋制，隨著變形量的增大，α′片進一步被拉長、破碎，殘留β相隨著相鄰α′片層的變形而變形。隨著變形量的增大，位錯塞積越來越大，儲存在變形合金內(nèi)的畸變能也越來越大，經(jīng)過再結(jié)晶退火后，獲得了橫縱向組織均勻，晶粒尺寸細(xì)小的SP700鈦合金薄板，但顯微組織有明顯方向性，顯微組織如圖1(a)、圖1(b)所示[4-5]。

工藝B中間坯也進行了β淬火，使板材產(chǎn)生完全的針狀顯微組織，該組織經(jīng)兩相區(qū)大變形軋制，原始β晶界被破碎，晶內(nèi)針狀α′片隨著變形的增加，部分被切斷破碎，部分發(fā)生扭轉(zhuǎn)沿軋制方向被拉長，殘留β相隨

圖2 中間坯顯微組織

圖3 淬火后板材顯微組織

著相鄰α′片層的變形而變形。經(jīng)兩相區(qū)包覆換向軋制，位錯通過滑移和攀移機制的回復(fù)在α片內(nèi)形成規(guī)則排列的亞晶界，這些亞晶界一旦達(dá)到相界面，將破壞相界面的平衡，β相沿亞晶界擴散和晶界滑動作用下片層的解體；片層組織解體后，在晶界濃度梯度和晶界滑動的共同作用下，晶粒逐漸球化[6]。隨著應(yīng)變的增加，為再結(jié)晶提供的形核機會越多，球化程度較高，兩相組織逐步均勻化。最終得到如圖1(c)、圖1(d)所示的等軸組織。

工藝C中間坯未進行β淬火，該組織經(jīng)第一次兩相區(qū)大變形，初生α相被壓扁、拉長，經(jīng)過隨后的再結(jié)晶退火處理，長徑比較大的長條α相發(fā)生再結(jié)晶，還有部分α相晶粒呈短板條狀或塊狀，在當(dāng)前的變形量條件下產(chǎn)生的畸變能不能使其發(fā)生再結(jié)晶，所以在成品板材組織中存在長條狀或塊狀的α相晶粒，顯微組織如圖1(e)、圖1(f)所示。

2.2 軋制工藝對室溫力學(xué)性能的影響

不同軋制工藝制備的1.2 mm薄板經(jīng)750 ℃1 h退火后空冷，其室溫力學(xué)性能如表2所示。按照工藝A制備的薄板橫縱向抗拉強度最大差值98 MPa，橫縱向屈服強度最大差值140 MPa，橫縱向延伸率最大差值6.5%，板材各向異性較大。由于中間坯在淬火后的熱軋和冷軋都沿一個方向順長軋制，鈦合金在兩相區(qū)加工時，晶粒首先是沿著晶體中原子排列最密的晶面和晶向優(yōu)先產(chǎn)生滑移，形成的有序結(jié)構(gòu)稱為形變織構(gòu)，會使垂直于變形方向的強度(尤其屈服強度)高于變形方向，使板材存在明顯的各向異性。

按照工藝B制備的薄板，橫縱向抗拉強度最大極差44 MPa，橫縱向屈服強度最大極差50 MPa，橫縱向室溫力學(xué)性能均勻，綜合性能良好，這是由于半成品板坯在均勻化處理后經(jīng)過了換向軋制，且兩個方向變形量相當(dāng)，使板材兩個方向獲得了均勻的變形。

工藝C板材在16 mm中間火次未進行均勻化處理，該組織經(jīng)后續(xù)兩相區(qū)大變形換向軋制，得到的SP700鈦合金薄板橫縱向力學(xué)性能比較均勻。

表2 三種軋制工藝板材退火態(tài)力學(xué)性能

3 結(jié) 論

(1)采用工藝A生產(chǎn)的SP700鈦合金薄板，各向異性明顯，橫縱向抗拉強度差值98 MPa，橫縱向屈服強度差值140 MPa，橫向平均晶粒尺寸2.8 μm，縱向平均晶粒尺寸2.4 μm。

(2)采用工藝B生產(chǎn)的板材，各向異性小，橫縱向抗拉強度、屈服強度的差值都不超過50 MPa，橫縱向顯微組織都為均勻細(xì)小的等軸晶，橫縱向平均晶粒尺寸不超過3 μm。

(3)采用工藝C生產(chǎn)的板材，各向異性小，但板材橫縱向顯微組織均勻性較工藝B差，平均晶粒尺寸超過了3 μm。