TA31鈦合金（名義成分為T(mén)i-6Al-3Nb-2Zr-lMo)不僅密度小、比強(qiáng)度高、塑性和耐蝕性好，而且還具有較好的斷裂韌性、應(yīng)力腐蝕斷裂韌性、沖擊性能及可焊性等，特別是其突出的耐海水、耐海洋大氣腐蝕性能。

將其加工成無(wú)縫管后，可適用于油井管、通海管路系統(tǒng)、熱交換器等部件[[1-4]，在海洋石油鉆井平臺(tái)、海洋工程裝備、艦船、潛艇、深潛器及離岸設(shè)施等領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景[5-6]。

目前工業(yè)應(yīng)用TA31合金無(wú)縫管一般采用以下制備方法:首先將海綿鈦與合金原料進(jìn)行混料及組料后壓制、焊接成電極，經(jīng) 2 ~ 3 次真空自耗電弧爐（VAR)熔煉成圓錠，然后將圓錠進(jìn)行鍛造加工,再進(jìn)行鉆孔擠壓或斜軋穿孔，最后通過(guò)軋制、拉拔、旋壓等工藝制備出不同規(guī)格和用途的無(wú)縫管材[7-10]。但其工藝流程復(fù)雜、成材率低，且得到的無(wú)縫管長(zhǎng)度有限等問(wèn)題，使得成本居高不下，極大地限制了TA31合金無(wú)縫管的應(yīng)用?；诖嗽?，本文提出先采用真空自耗電弧熔煉爐(VAK)將原料進(jìn)行合金化，再通過(guò)電子束冷床爐（EB)進(jìn)行重熔得到高質(zhì)量的超長(zhǎng)TA31合金圓錠，然后利用該圓錠不經(jīng)過(guò)鍛造直接進(jìn)行斜軋穿孔，得到大口徑無(wú)縫管的短流程制備思路。該工藝充分發(fā)揮EB爐的優(yōu)點(diǎn),通過(guò)鑄還直接斜軋穿孔制備管材，具有短流程、高成材率的特點(diǎn)，從而降低了無(wú)縫管的制備成本因此，本文利用真空自耗電弧爐+ 電子束冷床爐熔鑄了TA31鈦合金圓錠，通過(guò)鑄坯直接斜軋穿孔制備出φ178 mm × 12 mm大口徑無(wú)縫管，研究了不同退火溫度（800、850、900、950 t )對(duì)無(wú)縫管組織演變和力學(xué)性能的影響及機(jī)理。

1、試驗(yàn)材料及方法

合金原料采用海綿鈦(0A級(jí)）、鋁豆(A1≥99.9% )、鈮鈦中間合金（Ti-53 Nh)、海綿鋯（Zr≥99. 4 % ，粒度3 ~ 10 mm)、鋁鉬中間合金（AI-60Mo),按合金元素配比（考慮到熔煉過(guò)程中的揮發(fā)問(wèn)題，將 A1元素含量以7 % ?8% (質(zhì)M分?jǐn)?shù)）的比例添加）進(jìn)行混合、壓料、焊接電極，然后在VAR爐內(nèi)先進(jìn)行合金化，再 通 過(guò) EB爐進(jìn)行重熔，經(jīng)扒皮修整后獲得規(guī)格為φ210 mm × 2400 mm的TA31合金圓錠。取樣檢測(cè)其化學(xué)成分如表 1 所示，可見(jiàn)成分檢測(cè)結(jié)果滿(mǎn)足GB/T 3620.1 —2016《鈦及鈦合金牌號(hào)和化學(xué)成分》的要求。

經(jīng)過(guò)VAK + EB爐熔鑄而成的圓錠打上定心孔后(如圖1 (a)所示），不經(jīng)過(guò)鍛造加工，直接放人加熱爐中加熱至1200℃保溫3 h ,在靠近設(shè)備頂頭的一端涂上玻璃粉潤(rùn)滑劑，快速進(jìn)行斜軋穿孔、連軋、定徑，最終直接制備出φ178 mm x 12 mm X 12 000 mm的無(wú)縫管(如圖1 (b )所示）。

所制備的無(wú)縫管經(jīng)過(guò)表面處理后，按 照 GB/T228. 1—2010《金 屬 材 料 拉 伸 試 驗(yàn) 第 1 部分:室溫試驗(yàn)方法》中所述沿管材縱向切取標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣（d₀=5 mm,L₀=25 mm,l_c==70 mm),對(duì)試樣進(jìn)行退火處理。根據(jù)相變點(diǎn)（960 ~ 980 ℃ )確定如表2 所示的退火工藝,退火采用中環(huán)SK-1200 1系列真空/氣氛管式電爐，全程在氬氣氛保護(hù)中進(jìn)行，升溫至預(yù)定溫度(800、850、900、950 °C )保溫1 h 后，從爐中取出，空冷至室溫。

金相試樣經(jīng)打磨拋光后采用體積比為( HF：HNO₃:H₂0) = 1:2:50的腐蝕液對(duì)試樣進(jìn)行腐蝕,采用Axiovert 200MA型光學(xué)顯微鏡進(jìn)行組織觀察。在AG-X 型萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行管材室溫拉伸試驗(yàn)，每個(gè)退火溫度進(jìn)行3 次拉伸試驗(yàn)，結(jié)果取3次試驗(yàn)的平均值，并采用掃描電鏡進(jìn)行斷口形貌分析3次試驗(yàn)結(jié)果及討論。

2.1退火溫度對(duì)TA31合金無(wú)縫管顯微組織的影響

圖2 為軋制態(tài)和不同退火溫度處理后TA31合金無(wú)縫管的光學(xué)顯微組織。如圖2(a)所示，軋制態(tài)組織呈變形的魏氏組織，主要由片層狀α相集束和原始β相晶界組成，其中包含著大量的片層狀初生α相，呈現(xiàn)出明顯的不均勻性。這主要是因?yàn)闊o(wú)縫管在β相區(qū)進(jìn)行加工,組織在β相區(qū)變形，呈現(xiàn)出魏氏組織，而且在變形過(guò)程中圓錠內(nèi)部存在溫度變化，沿材料斷面變形時(shí)，圓錠各處溫度存在差異,導(dǎo)致軋制態(tài)無(wú)縫管組織分布不均勻[15]。

選取800、850、900、950℃四種溫度，對(duì)無(wú)縫管進(jìn)行退火處理。當(dāng)退火溫度為800℃時(shí)（圖 2(b)),組織變化不明顯，原 始 β相晶界仍然存在，少量的片層狀初生α相溶解于β相中，組織總體均勻性沒(méi)有得到改善。溫度升至850尤時(shí)（圖2(c)),更多的片層狀初生 α相溶解至β相中，α相集束縱向長(zhǎng)大，不同位向的集束互相截?cái)?，ct相集束變多變小，組織均勻性得到改善，然而原始β相晶界仍然存在，影響管材性能。

圖2( d)為900℃退火溫度下的管材組織，片層狀初生α相與原始β相晶界消失，大量的α相集束在軋制方向（RD方向）呈較小角度分布。當(dāng)退火溫度為950℃時(shí)，溫度接近于β轉(zhuǎn)變溫度，α相集束發(fā)生粗化，并轉(zhuǎn)變?yōu)榫W(wǎng)籃組織。退火過(guò)程中組織以回復(fù)為主，并未出現(xiàn)等軸的再結(jié)晶組織，其原因可能與組織內(nèi)部畸變能較低有關(guān)[16] ,TA31合金無(wú)縫管由圓錠直接制備，沒(méi)有經(jīng)過(guò)鍛壓過(guò)程，鑄錠中大的晶粒沒(méi)有經(jīng)過(guò)充分的破碎,導(dǎo)致組織內(nèi)部?jī)?chǔ)存的畸變能較低。

根據(jù)上述結(jié)果，軋制態(tài)無(wú)縫管為變形的魏氏組織,主要由片層狀α相集束和原始β相晶界組成;退火處理后，片層狀初生α相減少，原始β相晶界消失，組織逐漸均勻化，但當(dāng)退火溫度超過(guò)900℃后，α相集束粗化并轉(zhuǎn)變?yōu)榫W(wǎng)籃組織。

2.2 退火溫度對(duì)TA31合金無(wú)縫管力學(xué)性能的影響

軋制態(tài)和不同溫度退火后TA31合金無(wú)縫管力學(xué)性能如圖3 所示。由圖3 可以看出，隨著退火溫度的上升,管材抗拉強(qiáng)度（R_m） 和屈服強(qiáng)度（以R_p0.2計(jì)）隨退火溫度的上升呈先降低后緩慢增大的趨勢(shì)，但總體變化不大;伸長(zhǎng)率（A）發(fā)生明顯變化，隨退火溫度升高呈先增大后降低的趨勢(shì)，在950 t 時(shí)迅速降低,退火溫度對(duì)伸長(zhǎng)率有著很大影響。從試驗(yàn)結(jié)果得知，退火溫度在900 t 時(shí)，管材的綜合力學(xué)性能最佳。

從圖3 還可以看出，軋制態(tài)無(wú)縫管的力學(xué)性能均勻性較差，一方面是因?yàn)檐堉茟B(tài)組織不均勻，另一方面管材內(nèi)部存在較大的殘余應(yīng)力，且殘余應(yīng)力分布不均勻。經(jīng)退火處理后，無(wú)縫管力學(xué)性能的均勻性得到提高。退火溫度為800時(shí)，組織內(nèi)部發(fā)生靜態(tài)回復(fù)，管材內(nèi)部的殘余應(yīng)力得到消除，顯微組織與軋制態(tài)的組織相差不大，管材的抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度降低，伸長(zhǎng)率略微升高。退火溫度上升至850 t 時(shí)，組織內(nèi)部各取向的片層狀α相開(kāi)始長(zhǎng)大，相互截?cái)?，出現(xiàn)了多而小的α相集束，阻礙了滑移的進(jìn)行，抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度得到提升，伸長(zhǎng)率增加，然而內(nèi)部原始的P 晶界依然存在，導(dǎo)致管材強(qiáng)度變化不大，即抗拉強(qiáng)度基本不變，屈服強(qiáng)度提高至761 MPa,伸長(zhǎng)率提高至11.6% 。

當(dāng)退火溫度為900℃ 時(shí)，組織中原始β相晶界消失，大量α相集束與RD方向呈較小角度，相關(guān)文獻(xiàn)表明[17]拉伸過(guò)程中力的加載方向與α相集束的夾角較小時(shí)，材料的強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率會(huì)得到提高，本試驗(yàn)沿縱向切取拉伸試樣，室溫拉伸試驗(yàn)時(shí)RD方向即加載方向，此時(shí)管材的強(qiáng)度與伸長(zhǎng)率均有提高，抗拉強(qiáng)度提高至873 MPa,屈服強(qiáng)度提高至785 MPa,伸長(zhǎng)率提高至12.8% 。當(dāng)退火溫度為950尤時(shí)，α相集束粗化，呈現(xiàn)網(wǎng)籃組織，該組織具有高的強(qiáng)度與低的伸長(zhǎng)率，此時(shí)管材的強(qiáng)度繼續(xù)提高，而伸長(zhǎng)率大幅度下降。

根據(jù)上述結(jié)果，本文所制備的TA31合金無(wú)縫管經(jīng)過(guò)900℃ 左右退火后，無(wú)縫管的組織均勻、綜合力學(xué)性能最佳。周大地等1S通過(guò)TA31合金斜軋穿孔過(guò)程的有限元模擬優(yōu)化出軋制工藝，并利用試驗(yàn)乳機(jī)成功制備了TA31合金無(wú)縫管，得到的無(wú)縫管性能滿(mǎn)足R_m≥850 MPa，R_p0.2>760，A≥10% 。對(duì)比可知，利用VAR + EB熔鑄的TA31 合金圓錠，通過(guò)鑄坯直接斜軋穿孔制備的無(wú)縫管，經(jīng) 900℃×1h,AC的退火處理后，力學(xué)性能能夠達(dá)到傳統(tǒng)制備工藝的水平,說(shuō)明利用鑄坯直接制備TA31合金無(wú)縫管的工藝是可行的。

2.3 不同退火溫度下TA31合金無(wú)縫管的斷裂機(jī)理

管材經(jīng)拉伸試驗(yàn)后，斷口上留下的斷裂信息可以進(jìn)一步地分析管材力學(xué)性能與組織之間的關(guān)系。圖4為不同退火溫度下TA31合金無(wú)縫管的斷口形貌。圖4(a)中顯示，軋制態(tài)的斷口形貌中出現(xiàn)了明顯的解理臺(tái)階、撕裂棱以及少量的撕裂型韌窩，但整體分布不均勻，這主要是因?yàn)椴痪鶆蚍植嫉臍堄鄳?yīng)力所導(dǎo)致，斷口呈現(xiàn)靭性+ 準(zhǔn)解理混合型斷裂。對(duì)管材進(jìn)行800℃退火時(shí)，如圖4( b)所示，殘余應(yīng)力得到消除，形貌分布較均勻，但內(nèi)部仍具有明顯的解理臺(tái)階與撕裂棱，為韌性+準(zhǔn)解理混合型斷裂。經(jīng)過(guò)850℃退火后，如圖4(c)所示，仍有解理臺(tái)階與撕裂棱，但形貌變小且減少，斷裂類(lèi)型開(kāi)始由韌性+ 準(zhǔn)解理混合型斷裂向韌性斷裂轉(zhuǎn)變。圖4(d)為退火溫度900 ℃時(shí)的斷口形貌，此時(shí)斷口布滿(mǎn)等軸狀韌窩,斷裂類(lèi)型為韌性斷裂。當(dāng)退火溫度達(dá)到950 ℃時(shí)，如圖4(e)所示，斷口形貌分布均勻并呈現(xiàn)出明顯的解理臺(tái)階和少量的軔窩，為韌性+ 準(zhǔn)解理混合型斷裂。由此可知,隨著退火溫度的提高，短流程TA31合金無(wú)縫管的拉伸斷口形貌隨著退火溫度的上升，由韌性+ 準(zhǔn)解理混合型斷裂轉(zhuǎn)為韌性斷裂再轉(zhuǎn)為靭性+ 準(zhǔn)解理混合型斷裂，相應(yīng)的，管材的伸長(zhǎng)率先升高后降低。

3、結(jié)論

1 )鑄坯直接斜軋穿孔制備的TA31鈦合金大口徑無(wú)縫管軋制態(tài)組織為變形的魏氏組織，主要由片層狀α相集束和原始β相晶界組成;退火處理后片層狀初生α相減少，原始β相晶界消失，組織逐漸均勻化，但當(dāng)退火溫度超過(guò)900℃后，α相集束粗化并轉(zhuǎn)變?yōu)榫W(wǎng)籃組織。

2 )隨退火溫度的升高，TA31合金無(wú)縫管抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度先略微降低后緩慢增大，而伸長(zhǎng)率呈先增大后減小的趨勢(shì)，斷口形貌由韌性+ 準(zhǔn)解理混合型斷裂逐漸變?yōu)轫g性斷裂再轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性+ 準(zhǔn)解理混合型斷裂。

3 )短流程制備的TA31鈦合金大口徑無(wú)縫管適宜退火溫度為900℃左右，此時(shí)無(wú)縫管組織均勻、綜合力學(xué)性能最佳，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率的平均值分別為 873 MPa、785 MPa 和 12.8%。

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