1
、序言

Ti-662钛合金的名义成分为Ti-6Al-6V-2Sn-0.5Cu-0.5Fe，是由Ti-6Al-4V发展而来的多组元高强钛合金，由于其力学机能优良
、耐热机能优异，且拥有优良的抗氧化性及耐蚀性，因而被宽泛利用于多个领域。。近年来，随着石油天然气勘探开发不休向深井
、超深井和深海发展，由于T i-662钛合金拥有更高的强度水平和更深的淬透性，因而被国外用于代替T i-6A l-4V制作石油钻杆
、管材等零部件[1，2]。。

钛合金构件必要通过铸造精确调控组织来获得相应的机能并确保锻件整体的组织均匀性，选取自由铸造出产钛合金细长轴类锻件时，在确保锻透性的同时，要尽量削减难变形区并预防RTS效应，通常以为，把稳部等效应变值＞0.2时，坯料被锻透[3]。。

陈飞等[4]钻研了分歧型砧对圆柱体拔长的影响，了局批注，弧面砧能有效增长工件均匀应变，并增大拔长后工件动态再结晶百分数，起到细化晶粒的作用。。影响快锻件应力应变状态的重要成分有压下量
、砧宽比
、砧子状态
、走砧方式
、毛坯截面状态及温度等[5]。。本文钻研了分歧的铸造温度
、道次压下量和走砧方式对Ti-662钛合金棒材组织机能及超声杂波水平的影响。。

2
、试验资料与步骤

选用0级海绵钛和Ti-662专用五元中央合金，为保障出产铸锭成分的均匀性，选取真空自耗熔炼炉进行三次熔炼，随后选取ICP测试铸锭化学成分，铸锭化学成分见表1。。铸造时首先使用45MN快锻机进行单相区和两相区多火次镦拔变形，确保晶粒破碎及组织均匀，坯料显微组织如图1a所示。。

由图1a可看出，坯料为均匀的双态组织。。随后使用45MN快锻机及配套弧面砧别离选取分歧工艺进行制品铸造，弧面砧结构如图1b所示。。最终制成φ108mm×2500mm 的细长轴。。其工艺一为：：相变点下40℃加热，选取弧面砧从长轴中段起头满砧拔长，此时砧宽比约为2.5，首段减径实现后节制砧宽比0.8～1，从中央向A端走砧，待A端铸造实现后持续铸造B端，每道次首遍压下量15%，每次翻转角度60°，共3道次实现铸造，铸造过程始终维持较高的铸造温度，不回火；工艺二为：：在相变点下70℃加热，选取弧面砧从长轴A端起头铸造，始终节制砧宽比0.8～1，每道次首遍压下量10%，每次翻转角度60°，4道次实现，A端铸造实现后回火补温，保温15min后起头铸造B端，B端从棒材中段起头铸造。。

棒材经车光后选取MAXI BACUS-MTS-01水浸超声波自动检测系统对长轴进行扫查，并使用IVEvaluation UT C扫分析软件对其进行分析，形成C扫图，并在长轴头尾两端取样，别离使用Axiomatic光学显微镜及INSTRON电子全能试验机检测显微组织及拉伸机能。。

3
、了局与会商

3.1 超声波扫查

图2所示为长轴车光后，按AMS2628尺度，使用分区探头和对比试块，分3个分辨别设置0.8mm的FBH检测活络度，是两种工艺整支棒材的C扫图和杂波最高点的A扫图。。C扫图的长度即为棒材长度，宽度为棒材旋转一周内圆所有的超声波信号，在10in（1in＝25.4mm）探头有效声束宽度的领域内，棒材每旋转1.2°，纪录一次超声波信号，旋转一周纪录300次，探测深度37～72mm，色彩由蓝到红对应最大杂波反射信号由低到高。。由图2可看出，工艺一铸造的长轴整体杂波较高，险些一半区域杂波超过56%（－3dB），且杂波高的区域呈180°对向散布，尤其棒材中段及B端最为严重，最大杂波反射点在棒材B端左近，高度72.9%，中段杂波高是由于弧面砧在高的砧宽比满砧压下时，砧宽比过大，在以15%的道次变形量压下后，坯料会向R110mm圆弧处及高低砧间隙产生较大的宽展量，翻转后按统一尺寸压下，压下量显著增长，并且由于高的砧宽比，会使坯料内部产生RST效应，造成内部滑动扯破[6]，而在此阐发为沿滑动面的剧烈温升，造成显微组织变动。。而随着铸造由中段向端头进行，砧宽比复原正常，杂波略有降低，但到两端头杂波又再度升高，这是由于铸造走砧快达到端头区域时，失去了刚端的约束。。理论与试验批注，在铸造变形过程中，由于摩擦和温度梯度的影响，在工具和锻坯接触区域的左近总是或大或小地存在一个难变形区，其巨细与状态对锻件内部的变形散布和应力状态有重要的影响。。从变形角度分析，当锻坯与砧子接触区域存在难变形区时，则心部区域变形量必然大；从应力角度分析，由于拔长时存在刚端约束，把稳部金属流动速度大时，为维持变形体的陆续性，高低难变形区必然通过刚端故障轴线左近的金属流动，因而在心部造成较大的轴向压应力[7]。。而失去刚端约束，轴向压应力变为拉应力，引起不均匀变形和锻透水平减弱，造成了超声波检测时杂波升高。。

工艺二降低了铸造温度，调整了压下量和走砧方式，但由于铸造温度低，道次多，节制了铸造温升，因而需回火补温。。从超声波检测了局来看，整体杂波均匀性及最高杂波均好于工艺一，距A端1000mm处有若干个杂波高的区域，且前半段杂波高于后半段，这是由于铸造首先从A端起头，走砧1000mm左右后逐步削减压下量，随后又从A端起头进行第二道次铸造，直至4道次铸造实现后回火，此时距A端1000mm 处区域形成台阶。。由于轴向走砧长度较短，铸造温升大于温降，造成显微组织的变动使杂波偏高，回火后由台阶区域起头向B端铸造，过渡台阶区域为整支棒材杂波为最高区域，最大杂波反射高度54.6%，这是由于过渡台阶区域不均匀变形更为严重。：：蟀攵斡捎谧哒璩ざ瘸，每道次压下后降温功夫长，温升与温降大体相称，因而杂波较低，但180°对向也有杂波偏高的区域，注明圆弧砧每道次按统一尺寸压下时翻转造成压下量过大的问题仍旧存在。。但从整体来看，经过优化的工艺较原工艺超声波检测水平有显著提升，杂波整体均匀，整支棒材最高杂波＜－3dB，切合AMS2631AA级要求。。

3.2 显微组织

钛合金的显微组织对超声波检测的了局有重要影响。。马小怀等[8]钻研了局显示，片层状组织超声波检测杂波水平最高，网状组织次之，等轴组织最低。。而钛合金铸造时终锻温度对钛合金的显微组织有重要影响，对两种工艺出产棒材两端切头取样，观察棒材心部的显微组织，如图3所示。。由图3可看出，工艺毕出产棒材两端显微组织差距较大，A端是后锻的一端，为双态组织，初生α相含量较低，注明终锻温度在两相区上部，B端是先锻的一端，存在少量极藐小的等轴α相和大量被拉长呈条状的α相，条状α相含量高
、长度短
、方向变动多，此外还存在β转，β转中次生α相较为藐小，故该组织类似于网篮组织。。网篮组织通常由靠近相变点近β铸造形成，注明此端铸造过程中心部温升剧烈，靠近相变点或在相变点左近。。

工艺二出产的棒材两端显微组织也为双态组织，初生α相含量相近，初生α相含量较工艺一A端有显著增长，但两端初生α相尺寸差距显著，A端尺寸大
、数量少，B端藐小但数量多，这是由于A端作为先铸造的区域，走砧长度短，铸造时该段存在温升，心部终锻温度高于加热温度，初生α相含量应该偏低，但该端在加热温度回火后有缓冷成效。。由于缓冷过程中初生α相增大，而出炉后空冷的过程有较大的过冷度，推进了次生α相的形核，所以该端次生α相更藐小，而B端铸造时走砧长度长，且端头处为最后铸造的区域，铸造时会有肯定的天然温降，因而铸造温度低且散热功夫长，导致该区域终锻温度低，初生α相含量高且藐小，并且该段在两相区下部停顿功夫较长，次生α相较A端粗壮。。

3.3 拉伸机能

两种工艺两端的横纵向拉伸机能见表2。。由表2可看出，工艺一A端强度稍高
、但塑性较B端低，这是由于该组织中存在的少量等轴α相对变形起着协调作用，推迟了浮泛的形核和发展，断裂前将产生更大的变形，从而显示较高的塑性[9]；工艺二B端较A端强度有略微提高，塑性险些无差距，这是由于对两相钛合金而言，其强度由初生α相和次生α相的含量和状态共同决定，组织中球状初生α相越藐小
、均匀，力学机能就越高[10]，而次生α相随着片层厚度的增长，出现强度降低的法规[11]，B端球状初生α相更藐小，但次生α相片层厚度大，综合作用下两端力学机能差距不大。。工艺二较工艺一强度
、塑性均有显著提高，这是由于钛合金双态组织抗拉强度最高，拉伸塑性最好[12]， 且双态组织强度随初生α相含量的变动而变动，初生α相含量增多，其强度升高[13]。。在拉伸试验过程中，试样失效的过程首先会在初生α相和转变β组织的相界面上形成浮泛，随着拉伸变形水平的增长，在必须穿过集束之前，这些浮泛沿相界面长大，弥散散布的α相对浮泛的长大
、裂纹的扩大起故障作用，提高了其综合力学机能。。

4
、实现语

1）Ti-662棒材超声波检测杂波与显微组织有较大关系，网篮组织杂波最高，双态组织次之，随着初生α相含量的增长，组织趋于等轴化，杂波降低。。

2）显微组织对力学机能有较大的影响，存在少量藐小等轴α相的类网篮组织塑性好，双态组织的力学机能与初生α相的含量
、初生与次生α相的尺寸有显著关系。。

3）超声波C扫图可作为判断钛合金棒材组织均匀性的凭据，选取弧形砧铸造出产Ti-662棒材时，较低的铸造温度
、合理的砧宽比
、较小的压下量，以及由端头向中央铸造的走砧方式，可节制铸造温升，提高棒材整体组织均匀性，获得均匀的双态组织，降低超声杂波水平。。

参考文件：：

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