CT20鈦合金擠壓管坯冷軋過程中的組織演化

杜 宇，劉 偉，郭荻子，楊海瑛，毛小南

(西北有色金屬研究院，陜西 西安 710016)

CT20鈦合金擠壓管坯冷軋過程中的組織演化

杜 宇，劉 偉，郭荻子，楊海瑛，毛小南

(西北有色金屬研究院，陜西 西安 710016)

采用包套擠壓方式制備CT20鈦合金管坯，經兩道次兩輥開坯軋制和一道次多輥精軋獲得φ85 mm×2.5 mm成品管材。研究了開坯、精軋一系列冷軋變形過程中的組織形態和室溫力學性能變化，建立了擠壓管坯加工過程的組織演變模型。結果表明：擠壓制備的CT20鈦合金管坯，其組織為細小均勻的網籃組織;對CT20鈦合管坯進行大變形率(ε總=70%)的兩輥開坯軋制，能夠獲得細晶組織;多輥精軋管材加工態組織與上道次冷軋態組織相比變化不大，經900 ℃退火后形成均勻的等軸組織。

CT20鈦合金；擠壓；管材；組織

0 引 言

CT20鈦合金屬近α型中強鈦合金，是由西北有色金屬研究院研制的用于20 K液氫環境下的低溫材料，該合金具有良好的冷加工性能，可用于制備管材、三通、異型管件等[1-4]。由于CT20鈦合金是在極低溫環境下使用的合金，合金組織特征及均勻性對合金在此環境下的力學性能影響很大，研究該合金管材制備過程中的組織演變規律，對獲得組織均勻、力學性能穩定的管材極為重要。目前，一般采用包套擠壓和斜軋穿孔兩種方式制備鈦合金管坯，再將管坯通過冷軋變形獲得所需的成品管材。斜軋穿孔法生產效率較高，生產成本較低，但管坯組織粗大，必須通過后續大變形量加工來改善其組織[5-6]。包套擠壓法坯料加工周期長，材料損耗大，生產成本高，但制備的管坯組織性能較好。本研究選擇組織性能較為優異的包套擠壓管坯作為研究對象，分析該類型管坯在冷軋加工及熱處理過程中α相的尺寸、形貌變化以及相關力學性能，力圖揭示CT20鈦合金在該工藝加工過程中的組織演變規律，從而為該合金管材的批量化生產提供指導。

1 實 驗

采用0級海綿鈦、Al-Mo中間合金、Al豆和原子能級海綿鋯，通過三次真空自耗電弧熔煉得到CT20鈦合金鑄錠。鑄錠經開坯、鍛造成實驗用棒坯，采用金相法測得該合金的相變溫度為(940±5)℃。棒坯在兩相區以雙層包套擠壓方式制備成φ122 mm×9 mm管坯，擠壓變形率為89.9%。擠壓管坯經兩道次兩輥開坯軋制，變形率ε總=70%，并在每道次完成后進行750 ℃×1 h真空退火處理。最后對開坯軋制管材進行一道次多輥精軋，精軋變形率ε=31.1%，獲得φ85 mm×2.5 mm成品管材。對成品管材分別進行750 ℃×1 h、900 ℃×6 h的退火處理。退火設備為真空管式退火爐。

沿管坯及各道次熱處理前后的管材軸向剖條取樣。采用MTS810萬能拉伸試驗機測試拉伸性能；采用OLYMPUS PMG3光學顯微鏡和JSM-6460型掃描電子顯微鏡觀察顯微組織。

2 結果與討論

2.1 棒坯及擠壓管坯的組織形貌

圖1是CT20鈦合金擠壓用棒坯的原始組織(退火態)。從圖1可以看出，CT20鈦合金棒坯金相組織為條狀α相交織而成的網籃組織。

圖1 CT20鈦合金棒坯金相照片Fig.1 Metallograph of CT20 titanium alloy bar blank

圖2為CT20鈦合金擠壓管坯的顯微組織。從圖2可以看出，擠壓變形后CT20鈦合金管坯橫向組織為網籃組織(圖2a)，縱向形貌為拉長的變形組織，呈現明顯的擠壓金屬流線(圖2b)。SEM照片(圖2c) 體現了擠壓管坯橫向的網籃組織形貌的細節，其α相呈細針狀集束形貌，α集束尺寸約為8～12 μm。

圖2 CT20鈦合金擠壓管坯的金相及SEM照片Fig.2 Metallographs and SEM image of CT20 titanium alloy tube blank

擠壓坯料原始組織為鍛造態的網籃組織(圖1)，擠壓溫度低于相變點，處于合金的α+β相區。在相變點溫度以下的擠壓所產生的三向壓應力通過劇烈熱變形破碎了網籃組織中的粗大α片，同時通過動態再結晶細化了合金晶粒，出現了等軸化趨勢。但是較高的擠壓溫度促使晶粒出現一定程度的長大，在不斷的擠壓破碎和晶粒長大交替作用下，最終使管坯的橫向組織呈細網籃形態。由于擠壓過程對管坯橫向的約束作用，管坯只能沿軸向延伸，使得管坯晶粒沿軸向拉長，縱向形成了沒有明顯晶界的拉長變形組織。

2.2 開坯軋制管材的組織形貌

圖3為經過兩道次兩輥開坯軋制后獲得的冷軋管材退火前后的組織形貌。

圖3 CT20鈦合金開坯軋制管材的金相照片Fig.3 Metallographs of CT20 titanium alloy tube after blooming

從圖3可以看出，CT20鈦合金擠壓管坯在經過ε總=70%的冷軋變形后，原來的細網籃組織已經充分破碎，形成了具有無明顯晶界并帶有彌散分布β相的細晶組織(圖3a)，晶粒尺寸約為3～5 μm。管材經過750 ℃×1 h退火處理后，其組織形貌與冷軋態的組織形貌基本一致(圖3b)。這是由于CT20鈦合金在750 ℃時組織處于回復階段，不會發生再結晶，因此組織形貌并沒有明顯變化。

2.3 精軋管材的組織形貌

圖4為CT20鈦合金精軋管材退火前后的組織形貌。從圖4可以看出，精軋管材加工態組織(圖4a)與上道次冷軋態組織(圖3a)相比基本沒有變化，仍為彌散β相的細晶組織，晶粒尺寸約3～5 μm。精軋管材經過750 ℃×1 h退火處理前后組織變化不大，而經過相變點以下40 ℃的長時間退火處理后形成均勻等軸組織(圖4c)，可見不連續晶界(圖4d)。圖4d中明亮的小島狀組織為晶界β相，灰色的基體為初生α相，晶粒大小為12 μm。

圖4 CT20鈦合金精軋管材的金相照片及SEM照片Fig.4 Metallographs and SEM image of CT20 titanium alloy tubes after cold rolling

從以上結果可以看出，管坯經三道次軋制，片狀α相破碎趨勢增加，等軸化程度增大。其主要原因是：變形程度越大，位錯密度越高，晶內缺陷越多，儲存在變形合金內的畸變能越大，即再結晶驅動能較大。同時大變形也能使更多滑移系的位錯源啟動，產生相應的滑移，更利于片狀α相等軸化。另外，變形程度增大，使得受流變應力作用而被切斷的片狀α數量增多，也為再結晶提供了更多的形核機會。

2.4 力學性能

圖5為CT20鈦合金管材加工過程中不同狀態的室溫拉伸性能，其中擠壓管坯和開坯管材經過750 ℃退火處理,精軋管材經過900 ℃退火處理。從圖中可以看出，退火態開坯管材的抗拉強度、屈服強度、塑性較擠壓管坯全部提高。這緣于開坯軋制管材退火后呈現出的細晶組織。J.C.Williams認為，金屬的力學性能與金屬變形時的滑移長度有關，等軸組織的滑移長度是由等軸組織中的初生α相決定的，片狀組織的滑移長度是由片狀組織的α片厚度或束域尺寸決定的，滑移長度越短，塑性越高[7]。等軸組織試樣拉伸變形時，位錯先在個別α相晶粒中以滑移方式開始，隨著變形程度的增加，位錯占據越來越多的α晶粒并向周圍的轉變組織滑移擴展，因而孔洞形成和發展較緩慢，斷裂前可以產生更大的變形因而具有更高的塑性，細小等軸組織尤其具有較高的塑性。開坯軋制管材經750 ℃退火后具有3～5 μm 等軸晶形貌(圖2b)，相對于擠壓獲得的8～12μmα集束具有更短的滑移長度(圖2c)，因此導致了開坯軋制管材的強度及塑性均較擠壓管坯提高。

圖5 CT20鈦合金管材的室溫拉伸性能Fig.5 Room-temperature mechanical properties of CT20 titanium alloy tubes

精軋管材900 ℃退火后的延伸率相比開坯管材降低約4%，抗拉強度降低約50 MPa。這主要是由于精軋管材的退火溫度較高，接近相變點，退火后

盡管組織等軸化程度增加，但晶粒尺寸增大了約3～5 μm。合金強度與晶粒大小一般符合Hall-Patch關系，即晶粒長大時強度下降，因此高溫退火后晶粒度的增大導致強度下降[8]。

2.5 管材加工過程的組織演變

研究CT20鈦合金管材加工過程中的組織演變對該合金建立合理的管材加工工藝有重要的技術指導意義。根據以上實驗結果，可建立CT20鈦合金管材加工過程的組織演變模型。

圖6為采用包套擠壓方式制備CT20鈦合金管材的組織轉變模型。

圖6 CT20鈦合金管材加工過程中組織演變示意圖Fig.6 Schematic diagrams of microstructural evolution of CT20 titanium alloy during tube processing

鍛造退火態的CT20鈦合金棒材組織(圖6a)，在合金相變點Tα/α+β以下進行擠壓變形過程中，較粗大α片的網籃組織發生變形破碎，此時冷卻，形成更細的α片交織的細網籃組織(圖6b)，熱變形過程后的α片寬度及α片集束平均尺度變小。圖6b→c是細網籃組織經過總變形量為ε總=70%的開坯軋制后，細小α片及被充分破碎。由于去應力退火溫度低于合金的再結晶溫度，退火后α碎片未再結晶形成等軸組織，而演變成一種沒有明顯晶界的模糊組織。繼續進行ε=31.1%的多輥精軋變形后，β相破碎的更為均勻彌散，組織特征無變化(圖6d)；精軋管材通過進行接近轉變溫度Tα+β/β的長時間退火熱處理，α相再結晶形成均勻的等軸晶粒，如圖6e所示。

3 結 論

(1) 在相變點溫度以下擠壓制備的CT20鈦合金管坯，其組織為細小均勻的網籃組織。

(2) 對管坯進行大變形率(ε總=70%)的兩輥開坯軋制，能充分破碎熱加工管坯的網籃組織，在熱處理后獲得無明顯晶界的細晶組織。

(3)多輥精軋管材加工態組織與上道次冷軋態組織相比變化不大，經900 ℃退火后形成均勻的等軸組織。

[1]楊冠軍,趙永慶,于振濤，等.鈦合金研究、加工與應用的新進展[J].材料導報,2001,15,(10): 19-21.

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[4]范承亮，楊冠軍，于振濤.CT20合金的不同顯微組織與拉伸性能研究[J].稀有金屬,2004,28(2): 330-333.

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[7]張喜燕,趙永慶,白晨光.鈦合金及應用[M].北京: 化學工業出版社,2005: 178.

[8]石德珂.材料科學基礎[M].北京: 機械工業出版社,2002.

The Microstructural Evolution of the Extrusion CT20 Titanium Alloy Tube Blank in the Process of Cold Rolling

Du Yu,Liu Wei,Guo Dizi,Yang Haiying,Mao Xiaonan

(Northwest Institute for Nonferrous Metal Research,Xi’an 710016,China)

φ85 mm×2.5 mm CT20 alloy tube blank was produced by using sheathed extrusion,two pass cogging rolling and single pass finishing rolling technique.The microstructure and room temperature tensile properties after deformation were observed in the tube of each processing.The microstructural evolution of the extrusion CT20 alloy tube blank during all processings was established.The results show that the CT20 alloy billet pierced in theβfield give a fine basket-weave structure.The 70% or higher processing deformation degree have fragmented the basket-weave structure in the billet,and the final microstructure of the tubes is the equiaxedα-grains.

CT20 titanium alloy; extrusion; tube; microstructure

2014-08-25

陜西省重點科技創新團隊計劃(2012KTC-23)

杜宇(1975—)，男，高級工程師。