CT20钛合金挤压管坯冷轧过程中的组织演化

杜 宇，刘 伟，郭荻子，杨海瑛，毛小南

(西北有色金属研究院，陕西 西安 710016)

CT20钛合金挤压管坯冷轧过程中的组织演化

杜 宇，刘 伟，郭荻子，杨海瑛，毛小南

(西北有色金属研究院，陕西 西安 710016)

采用包套挤压方式制备CT20钛合金管坯，经两道次两辊开坯轧制和一道次多辊精轧获得φ85 mm×2.5 mm成品管材。研究了开坯、精轧一系列冷轧变形过程中的组织形态和室温力学性能变化，建立了挤压管坯加工过程的组织演变模型。结果表明：挤压制备的CT20钛合金管坯，其组织为细小均匀的网篮组织;对CT20钛合管坯进行大变形率(ε总=70%)的两辊开坯轧制，能够获得细晶组织;多辊精轧管材加工态组织与上道次冷轧态组织相比变化不大，经900 ℃退火后形成均匀的等轴组织。

CT20钛合金；挤压；管材；组织

0 引 言

CT20钛合金属近α型中强钛合金，是由西北有色金属研究院研制的用于20 K液氢环境下的低温材料，该合金具有良好的冷加工性能，可用于制备管材、三通、异型管件等[1-4]。由于CT20钛合金是在极低温环境下使用的合金，合金组织特征及均匀性对合金在此环境下的力学性能影响很大，研究该合金管材制备过程中的组织演变规律，对获得组织均匀、力学性能稳定的管材极为重要。目前，一般采用包套挤压和斜轧穿孔两种方式制备钛合金管坯，再将管坯通过冷轧变形获得所需的成品管材。斜轧穿孔法生产效率较高，生产成本较低，但管坯组织粗大，必须通过后续大变形量加工来改善其组织[5-6]。包套挤压法坯料加工周期长，材料损耗大，生产成本高，但制备的管坯组织性能较好。本研究选择组织性能较为优异的包套挤压管坯作为研究对象，分析该类型管坯在冷轧加工及热处理过程中α相的尺寸、形貌变化以及相关力学性能，力图揭示CT20钛合金在该工艺加工过程中的组织演变规律，从而为该合金管材的批量化生产提供指导。

1 实 验

采用0级海绵钛、Al-Mo中间合金、Al豆和原子能级海绵锆，通过三次真空自耗电弧熔炼得到CT20钛合金铸锭。铸锭经开坯、锻造成实验用棒坯，采用金相法测得该合金的相变温度为(940±5)℃。棒坯在两相区以双层包套挤压方式制备成φ122 mm×9 mm管坯，挤压变形率为89.9%。挤压管坯经两道次两辊开坯轧制，变形率ε总=70%，并在每道次完成后进行750 ℃×1 h真空退火处理。最后对开坯轧制管材进行一道次多辊精轧，精轧变形率ε=31.1%，获得φ85 mm×2.5 mm成品管材。对成品管材分别进行750 ℃×1 h、900 ℃×6 h的退火处理。退火设备为真空管式退火炉。

沿管坯及各道次热处理前后的管材轴向剖条取样。采用MTS810万能拉伸试验机测试拉伸性能；采用OLYMPUS PMG3光学显微镜和JSM-6460型扫描电子显微镜观察显微组织。

2 结果与讨论

2.1 棒坯及挤压管坯的组织形貌

图1是CT20钛合金挤压用棒坯的原始组织(退火态)。从图1可以看出，CT20钛合金棒坯金相组织为条状α相交织而成的网篮组织。

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

图2为CT20钛合金挤压管坯的显微组织。从图2可以看出，挤压变形后CT20钛合金管坯横向组织为网篮组织(图2a)，纵向形貌为拉长的变形组织，呈现明显的挤压金属流线(图2b)。SEM照片(图2c) 体现了挤压管坯横向的网篮组织形貌的细节，其α相呈细针状集束形貌，α集束尺寸约为8～12 μm。

图2 CT20钛合金挤压管坯的金相及SEM照片Fig.2 Metallographs and SEM image of CT20 titanium alloy tube blank

挤压坯料原始组织为锻造态的网篮组织(图1)，挤压温度低于相变点，处于合金的α+β相区。在相变点温度以下的挤压所产生的三向压应力通过剧烈热变形破碎了网篮组织中的粗大α片，同时通过动态再结晶细化了合金晶粒，出现了等轴化趋势。但是较高的挤压温度促使晶粒出现一定程度的长大，在不断的挤压破碎和晶粒长大交替作用下，最终使管坯的横向组织呈细网篮形态。由于挤压过程对管坯横向的约束作用，管坯只能沿轴向延伸，使得管坯晶粒沿轴向拉长，纵向形成了没有明显晶界的拉长变形组织。

2.2 开坯轧制管材的组织形貌

图3为经过两道次两辊开坯轧制后获得的冷轧管材退火前后的组织形貌。

图3 CT20钛合金开坯轧制管材的金相照片Fig.3 Metallographs of CT20 titanium alloy tube after blooming

从图3可以看出，CT20钛合金挤压管坯在经过ε总=70%的冷轧变形后，原来的细网篮组织已经充分破碎，形成了具有无明显晶界并带有弥散分布β相的细晶组织(图3a)，晶粒尺寸约为3～5 μm。管材经过750 ℃×1 h退火处理后，其组织形貌与冷轧态的组织形貌基本一致(图3b)。这是由于CT20钛合金在750 ℃时组织处于回复阶段，不会发生再结晶，因此组织形貌并没有明显变化。

2.3 精轧管材的组织形貌

图4为CT20钛合金精轧管材退火前后的组织形貌。从图4可以看出，精轧管材加工态组织(图4a)与上道次冷轧态组织(图3a)相比基本没有变化，仍为弥散β相的细晶组织，晶粒尺寸约3～5 μm。精轧管材经过750 ℃×1 h退火处理前后组织变化不大，而经过相变点以下40 ℃的长时间退火处理后形成均匀等轴组织(图4c)，可见不连续晶界(图4d)。图4d中明亮的小岛状组织为晶界β相，灰色的基体为初生α相，晶粒大小为12 μm。

图4 CT20钛合金精轧管材的金相照片及SEM照片Fig.4 Metallographs and SEM image of CT20 titanium alloy tubes after cold rolling

从以上结果可以看出，管坯经三道次轧制，片状α相破碎趋势增加，等轴化程度增大。其主要原因是：变形程度越大，位错密度越高，晶内缺陷越多，储存在变形合金内的畸变能越大，即再结晶驱动能较大。同时大变形也能使更多滑移系的位错源启动，产生相应的滑移，更利于片状α相等轴化。另外，变形程度增大，使得受流变应力作用而被切断的片状α数量增多，也为再结晶提供了更多的形核机会。

2.4 力学性能

图5为CT20钛合金管材加工过程中不同状态的室温拉伸性能，其中挤压管坯和开坯管材经过750 ℃退火处理,精轧管材经过900 ℃退火处理。从图中可以看出，退火态开坯管材的抗拉强度、屈服强度、塑性较挤压管坯全部提高。这缘于开坯轧制管材退火后呈现出的细晶组织。J.C.Williams认为，金属的力学性能与金属变形时的滑移长度有关，等轴组织的滑移长度是由等轴组织中的初生α相决定的，片状组织的滑移长度是由片状组织的α片厚度或束域尺寸决定的，滑移长度越短，塑性越高[7]。等轴组织试样拉伸变形时，位错先在个别α相晶粒中以滑移方式开始，随着变形程度的增加，位错占据越来越多的α晶粒并向周围的转变组织滑移扩展，因而孔洞形成和发展较缓慢，断裂前可以产生更大的变形因而具有更高的塑性，细小等轴组织尤其具有较高的塑性。开坯轧制管材经750 ℃退火后具有3～5 μm 等轴晶形貌(图2b)，相对于挤压获得的8～12μmα集束具有更短的滑移长度(图2c)，因此导致了开坯轧制管材的强度及塑性均较挤压管坯提高。

图5 CT20钛合金管材的室温拉伸性能Fig.5 Room-temperature mechanical properties of CT20 titanium alloy tubes

精轧管材900 ℃退火后的延伸率相比开坯管材降低约4%，抗拉强度降低约50 MPa。这主要是由于精轧管材的退火温度较高，接近相变点，退火后

尽管组织等轴化程度增加，但晶粒尺寸增大了约3～5 μm。合金强度与晶粒大小一般符合Hall-Patch关系，即晶粒长大时强度下降，因此高温退火后晶粒度的增大导致强度下降[8]。

2.5 管材加工过程的组织演变

研究CT20钛合金管材加工过程中的组织演变对该合金建立合理的管材加工工艺有重要的技术指导意义。根据以上实验结果，可建立CT20钛合金管材加工过程的组织演变模型。

图6为采用包套挤压方式制备CT20钛合金管材的组织转变模型。

图6 CT20钛合金管材加工过程中组织演变示意图Fig.6 Schematic diagrams of microstructural evolution of CT20 titanium alloy during tube processing

锻造退火态的CT20钛合金棒材组织(图6a)，在合金相变点Tα/α+β以下进行挤压变形过程中，较粗大α片的网篮组织发生变形破碎，此时冷却，形成更细的α片交织的细网篮组织(图6b)，热变形过程后的α片宽度及α片集束平均尺度变小。图6b→c是细网篮组织经过总变形量为ε总=70%的开坯轧制后，细小α片及被充分破碎。由于去应力退火温度低于合金的再结晶温度，退火后α碎片未再结晶形成等轴组织，而演变成一种没有明显晶界的模糊组织。继续进行ε=31.1%的多辊精轧变形后，β相破碎的更为均匀弥散，组织特征无变化(图6d)；精轧管材通过进行接近转变温度Tα+β/β的长时间退火热处理，α相再结晶形成均匀的等轴晶粒，如图6e所示。

3 结 论

(1) 在相变点温度以下挤压制备的CT20钛合金管坯，其组织为细小均匀的网篮组织。

(2) 对管坯进行大变形率(ε总=70%)的两辊开坯轧制，能充分破碎热加工管坯的网篮组织，在热处理后获得无明显晶界的细晶组织。

(3)多辊精轧管材加工态组织与上道次冷轧态组织相比变化不大，经900 ℃退火后形成均匀的等轴组织。

[1]杨冠军,赵永庆,于振涛，等.钛合金研究、加工与应用的新进展[J].材料导报,2001,15,(10): 19-21.

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[3]刘伟,杜宇,卢亚锋，等.CT20钛合金管材的冷弯成型[J].中国有色金属学报,2010,20(10): 743-747.

[4]范承亮，杨冠军，于振涛.CT20合金的不同显微组织与拉伸性能研究[J].稀有金属,2004,28(2): 330-333.

[5]刘伟,卢天健,杨冠军，等.CT20 钛合金管材的冷轧工艺及组织性能的研究[J].钛工业进展，2009,26(6): 15-18.

[6]杜宇,郭荻子,刘伟,等.CT20钛合金薄壁管材数控冷弯成形行为研究[J].钛工业进展,2014,31(5):10-13.

[7]张喜燕,赵永庆,白晨光.钛合金及应用[M].北京: 化学工业出版社,2005: 178.

[8]石德珂.材料科学基础[M].北京: 机械工业出版社,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

陕西省重点科技创新团队计划(2012KTC-23)

杜宇(1975—)，男，高级工程师。