軋制工藝對源于EB熔鑄TC4板材組織和性能的影響

                                               
                                                  軋制工藝對源于EB熔鑄TC4板材組織和性能的影響

1.1 材 料 

用 0級海綿鈦、Al-55V 合金和純鋁豆（Al≥99.9%， 質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同），考慮到 EB 熔鑄過程中 Al 的揮發(fā)損 失，將Al以7~8%的比例添加，其余成分按名義成分添加，原料先經(jīng)真空自耗電極電弧爐熔煉1次，進(jìn)行合金化和初步成分均勻化，然后在 3 150 kW 大型 EB 爐熔 鑄成 TC4 鈦合金鑄錠，經(jīng)銑面、修磨后得到尺寸為 1 250 mm×200 mm×7 800 mm 的扁錠，分切后進(jìn)行軋制，扁錠的實(shí)物圖及金相組織所示。采用連續(xù)升溫金相法測得相變溫度為（995±5）℃
 

1.2 軋制工藝 

 試驗(yàn)設(shè)置 A、B 兩種工藝，均分 3 個軋程軋制得到 8 mm厚度的板材，第1軋程沿鑄錠長度方向軋制，第2 軋程換向軋制，第 3軋程軋制方向與第 2軋程的相同， 單個軋程變形量約為 60%。工藝 A第 1軋程加熱溫度 為（965±5）℃，工藝 B 第 1 軋程加熱溫度為（1 065± 5）℃；兩種工藝第2軋程加熱溫度為（945±5）℃；工藝 A 第 3 軋程加熱溫度為（930±5）℃，工藝 B 第 3 軋程加 熱溫度為（920±5）℃。1.3 分析檢測金相試樣用 V（HF）∶V（HNO3 ）∶V（H2O）=1∶3∶7腐蝕液浸蝕，在 OLYMPUS GX51 光學(xué)顯微鏡和 Gemini SEM300 場發(fā)射掃描電子顯微鏡上進(jìn)行顯微組織觀察；拉伸性能檢測在 Instron1251 型萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，力學(xué)性能測試后對試樣的拉伸斷口形貌進(jìn)行觀察， 用 Image -ProPlus 軟件對顯微組織進(jìn)行測量和統(tǒng)計(jì)分析。
 

2.1 表面質(zhì)量 

 TC4 鈦合金扁錠第 1 軋程軋制變形后的板材形貌。板材表面均呈黃褐色，這是由于在加熱及軋制過程中板坯氧化所致，依據(jù)氧化色判斷為淺表氧化 。工藝A第1軋程得到的半成品板面出現(xiàn)多處宏觀裂紋，板面中部裂紋最深為 3 mm，邊部裂紋尤為突出，最深裂紋為5 mm。工藝B得到的半成品表面質(zhì)量較好，僅出現(xiàn)較少的淺表裂紋，最深為 0.5 mm，邊部表面質(zhì)量明顯改善。兩種工藝的第2、3軋程軋制后表面質(zhì)量較好，僅出現(xiàn)少許淺表裂紋。

  第1軋程軋制前對鑄錠長時間的駐爐加熱勢必在其表層形成富氧α層，其是一種硬脆相 ，在軋制變形時易產(chǎn)生微裂紋。試驗(yàn)扁錠顯微組織為魏氏組織，本身塑性差，在軋制中由于表層散熱及與低溫軋輥接觸傳熱，使淺表金屬降溫較快，進(jìn)而導(dǎo)致淺表金屬塑性下降，在軋制過程中協(xié)調(diào)變形能力變差。而淺表區(qū)域在軋制過程中變形應(yīng)力高、應(yīng)變大 ，為表層微裂紋擴(kuò)展提供了有利條件，板坯邊部降溫更快，材料塑性更低，導(dǎo)致開裂更嚴(yán)重。工藝 B 第 1 軋程加熱溫度為 1 065 ℃，TC4 合金進(jìn)入 β 單相區(qū)，晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)轶w心立方結(jié)構(gòu)而具有更多滑移系，溫度升高，滑移系的臨界分切應(yīng)力降低，材料塑性變形能力增強(qiáng)，更高的加熱溫度減弱了表層降溫較快的影響，因此表面開裂明顯改善。

對第 1 軋程半成品板材試樣進(jìn)行拉伸測試，工藝 A第1軋程板材橫向（TD）的伸長率為9%，斷面收縮率為 27%；工藝 B 第 1軋程板材 TD 方向的伸長率為 9%， 斷面收縮率為20%，塑性指標(biāo)明顯改善。文獻(xiàn)研究表明，TC4鑄坯第 1軋程板材表層和心部組織不均勻， 表層的片層α更易被破碎和等軸化，塑性更好。同時， 由于板材厚度減薄，第 2、3 軋程坯料均熱所需的駐爐時間縮短，表層氧化程度減輕。因此，后續(xù)兩個軋程的板材表面質(zhì)量好轉(zhuǎn)。

2.2 顯微組織 

工藝A第1軋程半成品板材的金相組織，初生 α 呈多種形態(tài)，由 EB 鑄態(tài)長片狀部分?jǐn)嗔褳槎鄠€連續(xù)的短棒狀 α，部分仍為片狀 α，但長寬比較鑄態(tài)明顯變小，局部出現(xiàn)等軸α，顯微組織不 均勻。工藝B第1軋程半成品板材金相組織如圖3d所示。為細(xì)片層 α和 β晶界，與鑄態(tài)組織相比，α片層顯著變薄，β 晶粒內(nèi)出現(xiàn)多個不同取向的 α 集束并相互截?cái)唷９に嘇第2軋程軋制后板材的金相組織，α破碎更充分，顯微組織主要由等軸初生α和β 轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成，且有次生 α 析出，存在個別拉長的 α 條。工藝B第2軋程軋制后板材的組織，主要由短棒狀初生 α、等軸初生 α和 β轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成，局部存在與軋制方向（RD）同向的長條狀 α，較工藝 A 初生α相比例高、β相比例低。工藝A第3軋程軋制后組織破碎得更充分，初生α長寬比進(jìn)一步減小， 而工藝 B第 3軋程軋制后初生 α相沿 RD方向被拉長， 呈纖維狀（圖 3f），初生 α 相間存在 β 相，與工藝 A 相 比，工藝B條件下α等軸化程度低。

2.3 力學(xué)性能 

 第 3 軋程軋制后 TC4 鈦合金板材的拉伸測試結(jié)果。工藝 A 獲得板材 TD 方向的抗拉強(qiáng)度 Rm為 939 MPa、屈服強(qiáng)度 Rp0.2為 850 MPa、斷后伸長率 A 為 12.5%，工藝 B 獲得板材 TD 方向的 Rm為 926 MPa、Rp0.2 為 884 MPa、A為 16.5%，均滿足 GB/T 3621—2007中對 TC4 鈦合金板材室溫力學(xué)性能的要求（Rm≥895 MPa、 Rp0.2≥830 MPa、A≥10%），表明兩種工藝均能獲得力學(xué)性能合格的板材。兩種工藝條件下沿 RD方向的抗拉 強(qiáng)度均較 TD方向的高，工藝 A條件下高出 19 MPa，工藝 B 條件下高出 48 MPa，這可能與第 3 軋程軋制后初生 α 晶粒長度方向與 RD 方向相同有關(guān)，當(dāng)沿 RD 拉伸 時，拉伸軸與拉長的條狀α成較小角度，相互平行的條 狀 α 起到增強(qiáng)作用；當(dāng)沿 TD 方向拉伸時，拉伸軸與條狀α相呈較大角度，使條狀α相間的聯(lián)系大幅減弱，導(dǎo)致條狀 α的增強(qiáng)作用基本消失 。工藝 B獲得的 TC4 鈦合金板材，β 相以片層狀和小島狀存在，分散更均勻，增加了兩相界面，從而屈服強(qiáng)度較高。工藝B獲得的板材 RD 和 TD 方向的塑性指標(biāo)相當(dāng)，工藝 A 條件下伸長率明顯各向異性，這可能與軋制織構(gòu)有關(guān)，織構(gòu)是影響合金力學(xué)性能各向異性的主要因素之一。
 

2.5 討 論 

以EB爐熔鑄的TC4鈦合金扁錠為坯料，通過直接軋制工藝生產(chǎn)鈦合金板材，與真空自耗電極電弧熔煉流程生產(chǎn)板材相比，省去了鑄坯開坯環(huán)節(jié)，工藝流程變短，同時也省去了開坯后的銑面、修磨等需人工處理的瓶頸環(huán)節(jié)，提高了材料利用率和生產(chǎn)效率，從而降低生 產(chǎn)成本。雖然在兩種工藝條件下均能獲得性能合格的產(chǎn)品，但 Tβ以下進(jìn)行第 1 軋程導(dǎo)致中間半成品表面開裂，需通過大量表面修磨才能去除，不適合工業(yè)大批量生產(chǎn)和降低成本的技術(shù)目標(biāo)。而在Tβ以上進(jìn)行第1軋 程，利用了 TC4鈦合金在 Tβ以上塑性變形能力提升的性質(zhì)，半成品板材表面質(zhì)量明顯改善，這與鈦合金鍛件需要在 Tβ溫度以上開坯的原理相同。但 Tβ以上進(jìn)行 第 1 軋程獲得的依然是魏氏組織，片層組織的破碎承壓到后續(xù)軋制環(huán)節(jié)，研究發(fā)現(xiàn)，第1軋程軋制后的片層組織相比鑄態(tài)片層組織更薄更密，在后續(xù)軋制過程中有利于組織細(xì)化，第 2 軋程軋制取得了較好地破碎和球化效果，但仍存在長條狀的初生 α，在第 3軋程軋制后組織均勻性改善。本研究中目標(biāo)板材厚度為8 mm， 第 2、3 軋程軋制的單次變形量均接近 60%，較大的變形量為組織的細(xì)化和均勻化提供了有利條件。然而用相同厚度的鑄坯直接軋制更厚規(guī)格板材，Tβ以下的累計(jì)變形量勢必減小，相關(guān)工藝需進(jìn)一步研究。 
 

1）以 EB 爐熔鑄的 TC4 鈦合金扁錠為坯料，用 A、 B兩種工藝，分3個軋程制備8 mm厚度的鈦合金板材， 第 1 軋程的加熱溫度顯著影響半成品板材的表面質(zhì)量，工藝A加熱溫度在Tβ以下（965 ℃），半成品板材表面出現(xiàn)嚴(yán)重的宏觀裂紋，而工藝 B 加熱溫度在 Tβ以上 （1 065 ℃），半成品板材表面質(zhì)量顯著改善，得到薄片 層α的魏氏組織，片層厚度減薄有利于組織的破碎，從而工藝 B 第 2軋程后板材初生 α 細(xì)化程度與工藝 A 相 當(dāng)，第3軋程軋制后組織均勻性進(jìn)一步提高。

2）兩種工藝第3軋程變形后，工藝A獲得板材TD 方向的Rm為939 MPa、Rp0.2為850 MPa、A為12.5%，工藝 B獲得板材TD方向的Rm為926 MPa、Rp0.2為884 MPa、A 為16.5%，均滿足GB/T 3621—2007中對TC4鈦合金板材室溫力學(xué)性能的要求，但工藝 B 制備的板材 Rp0.2較高且表現(xiàn)出各向異性。因此，推薦采用工藝 B，即第 1軋程加熱溫度為1 065 ℃、第2軋程為945 ℃、第3軋程 為 920 ℃和單次變形量約為 60% 的工藝來實(shí)施 EB 鑄坯直接軋制TC4鈦合金板材。