TA31鈦合金（名義成分為Ti-6Al-3Nb-2Zr-lMo)不僅密度小、比強度高、塑性和耐蝕性好，而且還具有較好的斷裂韌性、應力腐蝕斷裂韌性、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、海洋工程裝備、艦船、潛艇、深潛器及離岸設(shè)施等領(lǐng)域具有廣闊的應用前景[5-6]。

目前工業(yè)應用TA31合金無縫管一般采用以下制備方法:首先將海綿鈦與合金原料進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，然后將圓錠進行鍛造加工,再進行鉆孔擠壓或斜軋穿孔，最后通過軋制、拉拔、旋壓等工藝制備出不同規(guī)格和用途的無縫管材[7-10]。但其工藝流程復雜、成材率低，且得到的無縫管長度有限等問題，使得成本居高不下，極大地限制了TA31合金無縫管的應用。基于此原因，本文提出先采用真空自耗電弧熔煉爐(VAK)將原料進行合金化，再通過電子束冷床爐（EB)進行重熔得到高質(zhì)量的超長TA31合金圓錠，然后利用該圓錠不經(jīng)過鍛造直接進行斜軋穿孔，得到大口徑無縫管的短流程制備思路。該工藝充分發(fā)揮EB爐的優(yōu)點,通過鑄還直接斜軋穿孔制備管材，具有短流程、高成材率的特點，從而降低了無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，通過鑄坯直接斜軋穿孔制備出φ178 mm × 12 mm大口徑無縫管，研究了不同退火溫度（800、850、900、950 t )對無縫管組織演變和力學性能的影響及機理。

1、試驗材料及方法

合金原料采用海綿鈦(0A級）、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（考慮到熔煉過程中的揮發(fā)問題，將 A1元素含量以7 % ?8% (質(zhì)M分數(shù)）的比例添加）進行混合、壓料、焊接電極，然后在VAR爐內(nèi)先進行合金化，再 通 過 EB爐進行重熔，經(jīng)扒皮修整后獲得規(guī)格為φ210 mm × 2400 mm的TA31合金圓錠。取樣檢測其化學成分如表 1 所示，可見成分檢測結(jié)果滿足GB/T 3620.1 —2016《鈦及鈦合金牌號和化學成分》的要求。

經(jīng)過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滑劑，快速進行斜軋穿孔、連軋、定徑，最終直接制備出φ178 mm x 12 mm X 12 000 mm的無縫管(如圖1 (b )所示）。

所制備的無縫管經(jīng)過表面處理后，按 照 GB/T228. 1—2010《金 屬 材 料 拉 伸 試 驗 第 1 部分:室溫試驗方法》中所述沿管材縱向切取標準拉伸試樣（d₀=5 mm,L₀=25 mm,l_c==70 mm),對試樣進行退火處理。根據(jù)相變點（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，全程在氬氣氛保護中進行，升溫至預定溫度(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的腐蝕液對試樣進行腐蝕,采用Axiovert 200MA型光學顯微鏡進行組織觀察。在AG-X 型萬能試驗機上進行管材室溫拉伸試驗，每個退火溫度進行3 次拉伸試驗，結(jié)果取3次試驗的平均值，并采用掃描電鏡進行斷口形貌分析3次試驗結(jié)果及討論。

2.1退火溫度對TA31合金無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合金無縫管的光學顯微組織。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。這主要是因為無縫管在β相區(qū)進行加工,組織在β相區(qū)變形，呈現(xiàn)出魏氏組織，而且在變形過程中圓錠內(nèi)部存在溫度變化，沿材料斷面變形時，圓錠各處溫度存在差異,導致軋制態(tài)無縫管組織分布不均勻[15]。

選取800、850、900、950℃四種溫度，對無縫管進行退火處理。當退火溫度為800℃時（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，組織總體均勻性沒有得到改善。溫度升至850尤時（圖2(c)),更多的片層狀初生 α相溶解至β相中，α相集束縱向長大，不同位向的集束互相截斷，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。當退火溫度為950℃時，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。退火過程中組織以回復為主，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合金無縫管由圓錠直接制備，沒有經(jīng)過鍛壓過程，鑄錠中大的晶粒沒有經(jīng)過充分的破碎,導致組織內(nèi)部儲存的畸變能較低。

根據(jù)上述結(jié)果，軋制態(tài)無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，但當退火溫度超過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TA31合金無縫管力學性能的影響

軋制態(tài)和不同溫度退火后TA31合金無縫管力學性能如圖3 所示。由圖3 可以看出，隨著退火溫度的上升,管材抗拉強度（R_m） 和屈服強度（以R_p0.2計）隨退火溫度的上升呈先降低后緩慢增大的趨勢，但總體變化不大;伸長率（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，在950 t 時迅速降低,退火溫度對伸長率有著很大影響。從試驗結(jié)果得知，退火溫度在900 t 時，管材的綜合力學性能最佳。

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

當退火溫度為900℃ 時，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)文獻表明[17]拉伸過程中力的加載方向與α相集束的夾角較小時，材料的強度和伸長率會得到提高，本試驗沿縱向切取拉伸試樣，室溫拉伸試驗時RD方向即加載方向，此時管材的強度與伸長率均有提高，抗拉強度提高至873 MPa,屈服強度提高至785 MPa,伸長率提高至12.8% 。當退火溫度為950尤時，α相集束粗化，呈現(xiàn)網(wǎng)籃組織，該組織具有高的強度與低的伸長率，此時管材的強度繼續(xù)提高，而伸長率大幅度下降。

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

2.3 不同退火溫度下TA31合金無縫管的斷裂機理

管材經(jīng)拉伸試驗后，斷口上留下的斷裂信息可以進一步地分析管材力學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，這主要是因為不均勻分布的殘余應力所導致，斷口呈現(xiàn)靭性+ 準解理混合型斷裂。對管材進行800℃退火時，如圖4( b)所示，殘余應力得到消除，形貌分布較均勻，但內(nèi)部仍具有明顯的解理臺階與撕裂棱，為韌性+準解理混合型斷裂。經(jīng)過850℃退火后，如圖4(c)所示，仍有解理臺階與撕裂棱，但形貌變小且減少，斷裂類型開始由韌性+ 準解理混合型斷裂向韌性斷裂轉(zhuǎn)變。圖4(d)為退火溫度900 ℃時的斷口形貌，此時斷口布滿等軸狀韌窩,斷裂類型為韌性斷裂。當退火溫度達到950 ℃時，如圖4(e)所示，斷口形貌分布均勻并呈現(xiàn)出明顯的解理臺階和少量的軔窩，為韌性+ 準解理混合型斷裂。由此可知,隨著退火溫度的提高，短流程TA31合金無縫管的拉伸斷口形貌隨著退火溫度的上升，由韌性+ 準解理混合型斷裂轉(zhuǎn)為韌性斷裂再轉(zhuǎn)為靭性+ 準解理混合型斷裂，相應的，管材的伸長率先升高后降低。

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，但當退火溫度超過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合金無縫管抗拉強度與屈服強度先略微降低后緩慢增大，而伸長率呈先增大后減小的趨勢，斷口形貌由韌性+ 準解理混合型斷裂逐漸變?yōu)轫g性斷裂再轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性+ 準解理混合型斷裂。

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

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