鍛造工藝對石油天然氣勘探開發用Ti-662鈦合金棒材組織和性能的影響

1、序言

Ti-662鈦合金的名義成分為Ti-6Al-6V-2Sn-0.5Cu-0.5Fe，是由Ti-6Al-4V發展而來的多組元高強鈦合金，因為其力學性能良好、耐熱性能優異，且具有良好的抗氧化性及耐蝕性，因此被廣泛應用于多個領域。近年來，隨著石油天然氣勘探開發不斷向深井、超深井和深海發展，由于T i-662鈦合金具有更高的強度水平和更深的淬透性，因此被國外用于替代T i-6A l-4V制造石油鉆桿、管材等零部件[1，2]。

鈦合金構件需要通過鍛造精確調控組織來獲得相應的性能并確保鍛件整體的組織均勻性，采用自由鍛造生產鈦合金細長軸類鍛件時，在確保鍛透性的同時，要盡量減少難變形區并避免RTS效應，一般認為，當心部等效應變值＞0.2時，坯料被鍛透[3]。

陳飛等[4]研究了不同型砧對圓柱體拔長的影響，結果表明，弧面砧能有效增加工件平均應變，并增大拔長后工件動態再結晶百分數，起到細化晶粒的作用。影響快鍛件應力應變狀態的主要因素有壓下量、砧寬比、砧子形狀、走砧方式、毛坯截面形狀及溫度等[5]。本文研究了不同的鍛造溫度、道次壓下量和走砧方式對Ti-662鈦合金棒材組織性能及超聲雜波水平的影響。

2、試驗材料與方法

選用0級海綿鈦和Ti-662專用五元中間合金，為保證生產鑄錠成分的均勻性，采用真空自耗熔煉爐進行三次熔煉，隨后采用ICP測試鑄錠化學成分，鑄錠化學成分見表1。鍛造時首先使用45MN快鍛機進行單相區和兩相區多火次鐓拔變形，確保晶粒破碎及組織均勻，坯料顯微組織如圖1a所示。

由圖1a可看出，坯料為均勻的雙態組織。隨后使用45MN快鍛機及配套弧面砧分別采用不同工藝進行成品鍛造，弧面砧結構如圖1b所示。最終制成φ108mm×2500mm 的細長軸。其工藝一為：相變點下40℃加熱，采用弧面砧從長軸中段開始滿砧拔長，此時砧寬比約為2.5，首段減徑完成后控制砧寬比0.8～1，從中間向A端走砧，待A端鍛造完成后繼續鍛造B端，每道次首遍壓下量15%，每次翻轉角度60°，共3道次完成鍛造，鍛造過程始終維持較高的鍛造溫度，不回火；工藝二為：在相變點下70℃加熱，采用弧面砧從長軸A端開始鍛造，始終控制砧寬比0.8～1，每道次首遍壓下量10%，每次翻轉角度60°，4道次完成，A端鍛造完成后回火補溫，保溫15min后開始鍛造B端，B端從棒材中段開始鍛造。

棒材經車光后采用MAXI BACUS-MTS-01水浸超聲波自動檢測系統對長軸進行掃查，并使用IVEvaluation UT C掃分析軟件對其進行分析，形成C掃圖，并在長軸頭尾兩端取樣，分別使用Axiomatic光學顯微鏡及INSTRON電子萬能試驗機檢測顯微組織及拉伸性能。

3、結果與討論

3.1 超聲波掃查

圖2所示為長軸車光后，按AMS2628標準，使用分區探頭和對比試塊，分3個區分別設置0.8mm的FBH檢測靈敏度，是兩種工藝整支棒材的C掃圖和雜波最高點的A掃圖。C掃圖的長度即為棒材長度，寬度為棒材旋轉一周內圓所有的超聲波信號，在10in（1in＝25.4mm）探頭有效聲束寬度的范圍內，棒材每旋轉1.2°，記錄一次超聲波信號，旋轉一周記錄300次，探測深度37～72mm，顏色由藍到紅對應最大雜波反射信號由低到高。由圖2可看出，工藝一鍛造的長軸整體雜波較高，幾乎一半區域雜波超過56%（－3dB），且雜波高的區域呈180°對向分布，尤其棒材中段及B端最為嚴重，最大雜波反射點在棒材B端附近，高度72.9%，中段雜波高是因為弧面砧在高的砧寬比滿砧壓下時，砧寬比過大，在以15%的道次變形量壓下后，坯料會向R110mm圓弧處及上下砧間隙產生較大的寬展量，翻轉后按同一尺寸壓下，壓下量顯著增加，并且由于高的砧寬比，會使坯料內部產生RST效應，造成內部滑動撕裂[6]，而在此表現為沿滑動面的劇烈溫升，造成顯微組織變化。而隨著鍛造由中段向端頭進行，砧寬比恢復正常，雜波略有降低，但到兩端頭雜波又再度升高，這是因為鍛造走砧快到達端頭區域時，失去了剛端的約束。理論與試驗表明，在鍛造變形過程中，由于摩擦和溫度梯度的影響，在工具和鍛坯接觸區域的附近總是或大或小地存在一個難變形區，其大小與形狀對鍛件內部的變形分布和應力狀態有重要的影響。從變形角度分析，當鍛坯與砧子接觸區域存在難變形區時，則心部區域變形量必然大；從應力角度分析，由于拔長時存在剛端約束，當心部金屬流動速度大時，為保持變形體的連續性，上下難變形區必然通過剛端阻礙軸線附近的金屬流動，因此在心部造成較大的軸向壓應力[7]。而失去剛端約束，軸向壓應力變為拉應力，引起不均勻變形和鍛透程度減弱，造成了超聲波檢測時雜波升高。

工藝二降低了鍛造溫度，調整了壓下量和走砧方式，但由于鍛造溫度低，道次多，控制了鍛造溫升，因此需回火補溫。從超聲波檢測結果來看，整體雜波均勻性及最高雜波均好于工藝一，距A端1000mm處有若干個雜波高的區域，且前半段雜波高于后半段，這是由于鍛造首先從A端開始，走砧1000mm左右后逐漸減少壓下量，隨后又從A端開始進行第二道次鍛造，直至4道次鍛造結束后回火，此時距A端1000mm 處區域形成臺階。由于軸向走砧長度較短，鍛造溫升大于溫降，造成顯微組織的變化使雜波偏高，回火后由臺階區域開始向B端鍛造，過渡臺階區域為整支棒材雜波為最高區域，最大雜波反射高度54.6%，這是因為過渡臺階區域不均勻變形更為嚴重。后半段由于走砧長度長，每道次壓下后降溫時間長，溫升與溫降大致相等，因此雜波較低，但180°對向也有雜波偏高的區域，說明圓弧砧每道次按同一尺寸壓下時翻轉造成壓下量過大的問題依舊存在。但從整體來看，經過優化的工藝較原工藝超聲波檢測水平有明顯提升，雜波整體均勻，整支棒材最高雜波＜－3dB，符合AMS2631AA級要求。

3.2 顯微組織

鈦合金的顯微組織對超聲波檢測的結果有重要影響。馬小懷等[8]研究結果顯示，片層狀組織超聲波檢測雜波水平最高，網狀組織次之，等軸組織最低。而鈦合金鍛造時終鍛溫度對鈦合金的顯微組織有重要影響，對兩種工藝生產棒材兩端切頭取樣，觀察棒材心部的顯微組織，如圖3所示。由圖3可看出，工藝一生產棒材兩端顯微組織差異較大，A端是后鍛的一端，為雙態組織，初生α相含量較低，說明終鍛溫度在兩相區上部，B端是先鍛的一端，存在少量極細小的等軸α相和大量被拉長呈條狀的α相，條狀α相含量高、長度短、方向變化多，此外還存在β轉，β轉中次生α相較為細小，故該組織類似于網籃組織。網籃組織一般由接近相變點近β鍛造形成，說明此端鍛造過程中心部溫升劇烈，接近相變點或在相變點附近。

工藝二生產的棒材兩端顯微組織也為雙態組織，初生α相含量相近，初生α相含量較工藝一A端有明顯增加，但兩端初生α相尺寸差異明顯，A端尺寸大、數量少，B端細小但數量多，這是由于A端作為先鍛造的區域，走砧長度短，鍛造時該段存在溫升，心部終鍛溫度高于加熱溫度，初生α相含量應該偏低，但該端在加熱溫度回火后有緩冷效果。因為緩冷過程中初生α相增大，而出爐后空冷的過程有較大的過冷度，促進了次生α相的形核，所以該端次生α相更細小，而B端鍛造時走砧長度長，且端頭處為最后鍛造的區域，鍛造時會有一定的自然溫降，因此鍛造溫度低且散熱時間長，導致該區域終鍛溫度低，初生α相含量高且細小，并且該段在兩相區下部停留時間較長，次生α相較A端粗大。

3.3 拉伸性能

兩種工藝兩端的橫縱向拉伸性能見表2。由表2可看出，工藝一A端強度稍高、但塑性較B端低，這是由于該組織中存在的少量等軸α相對變形起著協調作用，推遲了空洞的形核和發展，斷裂前將產生更大的變形，從而顯示較高的塑性[9]；工藝二B端較A端強度有略微提高，塑性幾乎無差別，這是由于對兩相鈦合金而言，其強度由初生α相和次生α相的含量和形態共同決定，組織中球狀初生α相越細小、均勻，力學性能就越高[10]，而次生α相隨著片層厚度的增加，呈現強度降低的規律[11]，B端球狀初生α相更細小，但次生α相片層厚度大，綜合作用下兩端力學性能差別不大。工藝二較工藝一強度、塑性均有明顯提高，這是由于鈦合金雙態組織抗拉強度最高，拉伸塑性最好[12]， 且雙態組織強度隨初生α相含量的變化而變化，初生α相含量增多，其強度升高[13]。在拉伸試驗過程中，試樣失效的過程首先會在初生α相和轉變β組織的相界面上形成空洞，隨著拉伸變形程度的增加，在必須穿過集束之前，這些空洞沿相界面長大，彌散分布的α相對空洞的長大、裂紋的擴展起阻礙作用，提高了其綜合力學性能。

4、結束語

1）Ti-662棒材超聲波檢測雜波與顯微組織有較大關系，網籃組織雜波最高，雙態組織次之，隨著初生α相含量的增加，組織趨于等軸化，雜波降低。

2）顯微組織對力學性能有較大的影響，存在少量細小等軸α相的類網籃組織塑性好，雙態組織的力學性能與初生α相的含量、初生與次生α相的尺寸有明顯關系。

3）超聲波C掃圖可作為判斷鈦合金棒材組織均勻性的依據，采用弧形砧鍛造生產Ti-662棒材時，較低的鍛造溫度、合理的砧寬比、較小的壓下量，以及由端頭向中間鍛造的走砧方式，可控制鍛造溫升，提高棒材整體組織均勻性，獲得均勻的雙態組織，降低超聲雜波水平。

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