锻造工艺对石油天然气勘探开发用Ti-662钛合金棒材组织和性能的影响

1、序言

Ti-662钛合金的名义成分为Ti-6Al-6V-2Sn-0.5Cu-0.5Fe，是由Ti-6Al-4V发展而来的多组元高强钛合金，因为其力学性能良好、耐热性能优异，且具有良好的抗氧化性及耐蚀性，因此被广泛应用于多个领域。近年来，随着石油天然气勘探开发不断向深井、超深井和深海发展，由于T i-662钛合金具有更高的强度水平和更深的淬透性，因此被国外用于替代T i-6A l-4V制造石油钻杆、管材等零部件[1，2]。

钛合金构件需要通过锻造精确调控组织来获得相应的性能并确保锻件整体的组织均匀性，采用自由锻造生产钛合金细长轴类锻件时，在确保锻透性的同时，要尽量减少难变形区并避免RTS效应，一般认为，当心部等效应变值＞0.2时，坯料被锻透[3]。

陈飞等[4]研究了不同型砧对圆柱体拔长的影响，结果表明，弧面砧能有效增加工件平均应变，并增大拔长后工件动态再结晶百分数，起到细化晶粒的作用。影响快锻件应力应变状态的主要因素有压下量、砧宽比、砧子形状、走砧方式、毛坯截面形状及温度等[5]。本文研究了不同的锻造温度、道次压下量和走砧方式对Ti-662钛合金棒材组织性能及超声杂波水平的影响。

2、试验材料与方法

选用0级海绵钛和Ti-662专用五元中间合金，为保证生产铸锭成分的均匀性，采用真空自耗熔炼炉进行三次熔炼，随后采用ICP测试铸锭化学成分，铸锭化学成分见表1。锻造时首先使用45MN快锻机进行单相区和两相区多火次镦拔变形，确保晶粒破碎及组织均匀，坯料显微组织如图1a所示。

由图1a可看出，坯料为均匀的双态组织。随后使用45MN快锻机及配套弧面砧分别采用不同工艺进行成品锻造，弧面砧结构如图1b所示。最终制成φ108mm×2500mm 的细长轴。其工艺一为：相变点下40℃加热，采用弧面砧从长轴中段开始满砧拔长，此时砧宽比约为2.5，首段减径完成后控制砧宽比0.8～1，从中间向A端走砧，待A端锻造完成后继续锻造B端，每道次首遍压下量15%，每次翻转角度60°，共3道次完成锻造，锻造过程始终维持较高的锻造温度，不回火；工艺二为：在相变点下70℃加热，采用弧面砧从长轴A端开始锻造，始终控制砧宽比0.8～1，每道次首遍压下量10%，每次翻转角度60°，4道次完成，A端锻造完成后回火补温，保温15min后开始锻造B端，B端从棒材中段开始锻造。

棒材经车光后采用MAXI BACUS-MTS-01水浸超声波自动检测系统对长轴进行扫查，并使用IVEvaluation UT C扫分析软件对其进行分析，形成C扫图，并在长轴头尾两端取样，分别使用Axiomatic光学显微镜及INSTRON电子万能试验机检测显微组织及拉伸性能。

3、结果与讨论

3.1 超声波扫查

图2所示为长轴车光后，按AMS2628标准，使用分区探头和对比试块，分3个区分别设置0.8mm的FBH检测灵敏度，是两种工艺整支棒材的C扫图和杂波最高点的A扫图。C扫图的长度即为棒材长度，宽度为棒材旋转一周内圆所有的超声波信号，在10in（1in＝25.4mm）探头有效声束宽度的范围内，棒材每旋转1.2°，记录一次超声波信号，旋转一周记录300次，探测深度37～72mm，颜色由蓝到红对应最大杂波反射信号由低到高。由图2可看出，工艺一锻造的长轴整体杂波较高，几乎一半区域杂波超过56%（－3dB），且杂波高的区域呈180°对向分布，尤其棒材中段及B端最为严重，最大杂波反射点在棒材B端附近，高度72.9%，中段杂波高是因为弧面砧在高的砧宽比满砧压下时，砧宽比过大，在以15%的道次变形量压下后，坯料会向R110mm圆弧处及上下砧间隙产生较大的宽展量，翻转后按同一尺寸压下，压下量显著增加，并且由于高的砧宽比，会使坯料内部产生RST效应，造成内部滑动撕裂[6]，而在此表现为沿滑动面的剧烈温升，造成显微组织变化。而随着锻造由中段向端头进行，砧宽比恢复正常，杂波略有降低，但到两端头杂波又再度升高，这是因为锻造走砧快到达端头区域时，失去了刚端的约束。理论与试验表明，在锻造变形过程中，由于摩擦和温度梯度的影响，在工具和锻坯接触区域的附近总是或大或小地存在一个难变形区，其大小与形状对锻件内部的变形分布和应力状态有重要的影响。从变形角度分析，当锻坯与砧子接触区域存在难变形区时，则心部区域变形量必然大；从应力角度分析，由于拔长时存在刚端约束，当心部金属流动速度大时，为保持变形体的连续性，上下难变形区必然通过刚端阻碍轴线附近的金属流动，因此在心部造成较大的轴向压应力[7]。而失去刚端约束，轴向压应力变为拉应力，引起不均匀变形和锻透程度减弱，造成了超声波检测时杂波升高。

工艺二降低了锻造温度，调整了压下量和走砧方式，但由于锻造温度低，道次多，控制了锻造温升，因此需回火补温。从超声波检测结果来看，整体杂波均匀性及最高杂波均好于工艺一，距A端1000mm处有若干个杂波高的区域，且前半段杂波高于后半段，这是由于锻造首先从A端开始，走砧1000mm左右后逐渐减少压下量，随后又从A端开始进行第二道次锻造，直至4道次锻造结束后回火，此时距A端1000mm 处区域形成台阶。由于轴向走砧长度较短，锻造温升大于温降，造成显微组织的变化使杂波偏高，回火后由台阶区域开始向B端锻造，过渡台阶区域为整支棒材杂波为最高区域，最大杂波反射高度54.6%，这是因为过渡台阶区域不均匀变形更为严重。后半段由于走砧长度长，每道次压下后降温时间长，温升与温降大致相等，因此杂波较低，但180°对向也有杂波偏高的区域，说明圆弧砧每道次按同一尺寸压下时翻转造成压下量过大的问题依旧存在。但从整体来看，经过优化的工艺较原工艺超声波检测水平有明显提升，杂波整体均匀，整支棒材最高杂波＜－3dB，符合AMS2631AA级要求。

3.2 显微组织

钛合金的显微组织对超声波检测的结果有重要影响。马小怀等[8]研究结果显示，片层状组织超声波检测杂波水平最高，网状组织次之，等轴组织最低。而钛合金锻造时终锻温度对钛合金的显微组织有重要影响，对两种工艺生产棒材两端切头取样，观察棒材心部的显微组织，如图3所示。由图3可看出，工艺一生产棒材两端显微组织差异较大，A端是后锻的一端，为双态组织，初生α相含量较低，说明终锻温度在两相区上部，B端是先锻的一端，存在少量极细小的等轴α相和大量被拉长呈条状的α相，条状α相含量高、长度短、方向变化多，此外还存在β转，β转中次生α相较为细小，故该组织类似于网篮组织。网篮组织一般由接近相变点近β锻造形成，说明此端锻造过程中心部温升剧烈，接近相变点或在相变点附近。

工艺二生产的棒材两端显微组织也为双态组织，初生α相含量相近，初生α相含量较工艺一A端有明显增加，但两端初生α相尺寸差异明显，A端尺寸大、数量少，B端细小但数量多，这是由于A端作为先锻造的区域，走砧长度短，锻造时该段存在温升，心部终锻温度高于加热温度，初生α相含量应该偏低，但该端在加热温度回火后有缓冷效果。因为缓冷过程中初生α相增大，而出炉后空冷的过程有较大的过冷度，促进了次生α相的形核，所以该端次生α相更细小，而B端锻造时走砧长度长，且端头处为最后锻造的区域，锻造时会有一定的自然温降，因此锻造温度低且散热时间长，导致该区域终锻温度低，初生α相含量高且细小，并且该段在两相区下部停留时间较长，次生α相较A端粗大。

3.3 拉伸性能

两种工艺两端的横纵向拉伸性能见表2。由表2可看出，工艺一A端强度稍高、但塑性较B端低，这是由于该组织中存在的少量等轴α相对变形起着协调作用，推迟了空洞的形核和发展，断裂前将产生更大的变形，从而显示较高的塑性[9]；工艺二B端较A端强度有略微提高，塑性几乎无差别，这是由于对两相钛合金而言，其强度由初生α相和次生α相的含量和形态共同决定，组织中球状初生α相越细小、均匀，力学性能就越高[10]，而次生α相随着片层厚度的增加，呈现强度降低的规律[11]，B端球状初生α相更细小，但次生α相片层厚度大，综合作用下两端力学性能差别不大。工艺二较工艺一强度、塑性均有明显提高，这是由于钛合金双态组织抗拉强度最高，拉伸塑性最好[12]， 且双态组织强度随初生α相含量的变化而变化，初生α相含量增多，其强度升高[13]。在拉伸试验过程中，试样失效的过程首先会在初生α相和转变β组织的相界面上形成空洞，随着拉伸变形程度的增加，在必须穿过集束之前，这些空洞沿相界面长大，弥散分布的α相对空洞的长大、裂纹的扩展起阻碍作用，提高了其综合力学性能。

4、结束语

1）Ti-662棒材超声波检测杂波与显微组织有较大关系，网篮组织杂波最高，双态组织次之，随着初生α相含量的增加，组织趋于等轴化，杂波降低。

2）显微组织对力学性能有较大的影响，存在少量细小等轴α相的类网篮组织塑性好，双态组织的力学性能与初生α相的含量、初生与次生α相的尺寸有明显关系。

3）超声波C扫图可作为判断钛合金棒材组织均匀性的依据，采用弧形砧锻造生产Ti-662棒材时，较低的锻造温度、合理的砧宽比、较小的压下量，以及由端头向中间锻造的走砧方式，可控制锻造温升，提高棒材整体组织均匀性，获得均匀的双态组织，降低超声杂波水平。

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