軋制工藝對SP700鈦合金薄板組織與性能的影響

黨 鵬，羅 偉，周玉川，李 輝

(西部鈦業有限責任公司，陜西 西安 710201)

SP700鈦合金是在Ti-6Al-4V 合金的基礎上(3/4的Ti-6Al-4V合金元素含量)開發的一個富含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合金具有超細晶粒(初生α相尺寸≈3μm)[1]；同時具有相當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，這些優異的性能，使該合金在航空航天領域及其他行業都有著廣闊的應用前景[2-3]。

SP700鈦合金由于存在一定體積分數的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，也可以采用包覆疊軋工藝生產。不同工藝生產的SP700鈦合金薄板在力學性能、顯微組織、板形、表面質量存在一定的差異，對后續的使用也產生較大的影響。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性能的影響，實際生產中根據用途的不同選擇合理的加工工藝具有重要的參考和指導意義。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料及設備

本實驗所用的材料是某公司生產的SP700鈦合金鑄錠，該鑄錠經過2次真空自耗熔煉，化學成分如表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性能的影響。板坯在2 800 mm四輥可逆熱軋機上經兩個火次熱軋軋到同一中間坯厚度，工藝A中間坯經β淬火處理后經熱軋軋制到4 mm，然后經2個軋程的冷軋軋制得到1.2 mm薄板；工藝B中間坯經β淬火處理后經熱軋軋制到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→兩相區軋制→冷軋順軋；

工藝B：中間坯→β淬火→兩相區軋制→包覆換向軋制；

工藝C：中間坯→兩相區軋制→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標準進行板材室溫力學性能測試，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。不同軋制工藝生產的板材經再結晶退火后，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，是典型的兩相區加工組織，由等軸初生α+轉變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。該組織經兩相區大變形軋制，原始β晶界被破碎，晶內針狀α′發生扭曲變形，一部分晶內α′被切斷，一部分晶內α′扭轉至軋制方向，被α′片分割成不同子區域的殘留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，儲存在變形合金內的畸變能也越來越大，經過再結晶退火后，獲得了橫縱向組織均勻，晶粒尺寸細小的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，使板材產生完全的針狀顯微組織，該組織經兩相區大變形軋制，原始β晶界被破碎，晶內針狀α′片隨著變形的增加，部分被切斷破碎，部分發生扭轉沿軋制方向被拉長，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。經兩相區包覆換向軋制，位錯通過滑移和攀移機制的回復在α片內形成規則排列的亞晶界，這些亞晶界一旦達到相界面，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]。隨著應變的增加，為再結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，該組織經第一次兩相區大變形，初生α相被壓扁、拉長，經過隨后的再結晶退火處理，長徑比較大的長條α相發生再結晶，還有部分α相晶粒呈短板條狀或塊狀，在當前的變形量條件下產生的畸變能不能使其發生再結晶，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性能的影響

不同軋制工藝制備的1.2 mm薄板經750 ℃1 h退火后空冷，其室溫力學性能如表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先產生滑移，形成的有序結構稱為形變織構，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過了換向軋制，且兩個方向變形量相當，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，該組織經后續兩相區大變形換向軋制，得到的SP700鈦合金薄板橫縱向力學性能比較均勻。

表2 三種軋制工藝板材退火態力學性能

3 結 論

(1)采用工藝A生產的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。