趙鵬，吳國清，南海，黃東，趙嘉琪

（1. 中國航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095；2. 北京航空航天大學(xué)，北京 100191；3. 北京市先進(jìn)鈦合金精密成型工程技術(shù)研究中心，北京 100095）

鈦合金熔模精密鑄件是依靠現(xiàn)代材料學(xué)、化學(xué)、真空冶金學(xué)、高精度加工技術(shù)、高分辨率和高準(zhǔn)確度的無損檢測技術(shù)以及計算機(jī)輔助設(shè)計及制造技術(shù)等實現(xiàn)的高技術(shù)產(chǎn)品，已較為廣泛地應(yīng)用于航空、航天、船舶、化工、體育等多該領(lǐng)域[1—3]。

實際生產(chǎn)中，鈦合金鑄件表面容易產(chǎn)生微裂紋，這種裂紋肉眼難以發(fā)現(xiàn)，需要通過熒光等滲透檢驗的方法發(fā)現(xiàn)。這種缺陷的修復(fù)過程中存在修復(fù)量較大而且容易反復(fù)出現(xiàn)的問題，這將延長鑄件的交付周期、增加制造成本，甚至由于修復(fù)失敗造成鑄件報廢。目前對于這種裂紋如何形成、為什么容易反復(fù)產(chǎn)生的原因研究還較少，文中將通過對表面微裂紋形貌觀察、表面組織觀察、化學(xué)元素含量檢測、顯微硬度測試等手段對鈦合金熔模精密鑄件的表層組織進(jìn)行表征，并模擬鑄造應(yīng)力下，表層組織對鑄件產(chǎn)生裂紋的影響。最后結(jié)合鈦合金熔模精密鑄造工藝特點，提出減少表面微裂紋產(chǎn)生的建議措施。

1 實驗方法

鈦合金鑄造試樣為Ti6Al4V合金板狀試樣，采用氧化釔作為面層進(jìn)行鑄型制備，采用真空自耗電弧爐進(jìn)行試樣的澆注。采用光學(xué)顯微鏡對鑄件表面微裂紋深度進(jìn)行觀察，采用掃描電鏡對裂紋形貌，通過三點彎曲試驗，對有無α層的試樣進(jìn)行彎曲強(qiáng)度和彎曲曲線的對比（見圖 1），分析α層對表面微裂紋產(chǎn)生的影響。

圖1 三點彎曲測試Fig.1 Three-points-bending test

2 實驗結(jié)果分析

2.1 表面微裂紋形貌觀察

裂紋深度及擴(kuò)展路徑見圖2，對典型試樣的微裂紋進(jìn)行觀察，金相照片顯示微裂紋的深度為 150～200 μm范圍內(nèi)，在表面α層厚度內(nèi)，由表面向內(nèi)擴(kuò)展，擴(kuò)展方式主要為穿晶斷裂。按此方法對10個的裂紋的深度進(jìn)行測量，結(jié)果表明（見圖3），深度范圍為99～285 μm，基本都在在表面α層厚度內(nèi)。

圖2 裂紋深度及擴(kuò)展路徑Fig.2 Depth and developing route of micro cracks

圖3 裂紋深度統(tǒng)計Fig.3 Depth of micro cracks

采用CS3100型掃描電鏡對裂紋斷口進(jìn)行觀察，裂紋斷口的形貌見圖 4，圖 4a下側(cè)為裂紋區(qū)。裂紋起源于表面，向內(nèi)擴(kuò)展。裂紋斷口比較平直，呈脆性斷裂的臺階解理特征圖 4b，表面呈深灰色，沒有明顯的氧化特征，說明裂紋不是發(fā)生在高溫的熱裂，因為在高于實際固相線溫度時，晶界呈粘滯性，甚至還有低熔點化合物富集，晶界強(qiáng)度小于晶內(nèi)強(qiáng)度，若發(fā)生開裂，裂紋一般會沿晶界擴(kuò)展，裂紋走向扭曲，一般會有氧化特征。

2.2 表層組織觀察

α層形貌和厚度見圖5，可知，鑄件表面α層的組織主要是粗大的片層α相，與基體組織區(qū)別較大，經(jīng)腐蝕后在光學(xué)顯微下呈現(xiàn)為白亮的條帶。這種粗大的片層α相強(qiáng)度高于基體，塑性相應(yīng)的會下降。

圖4 裂紋斷口形貌Fig.4 Fractograph of micro cracks

圖5 α層形貌和厚度Fig.5 Microstructure and thickness of α-case

2.3 表面組織化學(xué)成分含量檢測

通過對鑄件表面組織化學(xué)成分含量進(jìn)行檢測（結(jié)果見圖 6），分析鑄件凝固過程中表層組織化學(xué)成分的變換以及組織的形成，結(jié)果表明，O含量由表面到基體有下降的過程，大約經(jīng)過0.2 mm的厚度后O含量趨于穩(wěn)定，基體內(nèi)部的 O含量沒有明顯變化。鋁含量由表面到基體則是逐漸上升，大約經(jīng)過 0.2～0.3 mm的厚度后Al含量趨于穩(wěn)定，基體內(nèi)部的Al含量也沒有明顯變化。這兩種元素的變化表明了在凝固過程中熔融態(tài)的鈦合金中的Al元素與鑄型面層中的O元素發(fā)生互擴(kuò)散。O元素是α相穩(wěn)定元素，也是固溶強(qiáng)化元素，其擴(kuò)散到鑄件表面，影響了鑄件表面組織的形成，造成了表層組織以α相為主。

Al+Y2O3→O+(YAlOx)

圖6 O和Al元素含量從鑄件表面到內(nèi)部的變換Fig.6 Content of O and Al from surface to inner of casting

2.4 表面組織硬度測試

測量結(jié)果（見圖7）表明顯微硬度從鑄件表面到基體是先下降，經(jīng)過大約0.5 mm厚度后，趨于穩(wěn)定。光學(xué)顯微鏡觀察到α層的厚度在0.2～0.3 mm，這種變化表明α層的硬度明顯高于基體，這是由于除了α相和粗大的片層組織的會提高硬度，固溶態(tài)的 O也使得α層的硬度提高。

圖7 顯微硬度從鑄件表面到基體的變化Fig.7 Micro hardness from surface of casting to inner part

2.5 模擬拉應(yīng)力狀態(tài)下鑄件表面組織的開裂

2.5.1 三點彎曲性能測試

通過讓α層一側(cè)受拉應(yīng)力的試樣與無α層試樣相比，對其彎曲性能進(jìn)行測試，進(jìn)而評價其對裂紋產(chǎn)生傾向的影響。不同厚度試樣α層受拉應(yīng)力時對彎曲性能的影響見圖8。

圖8 Ti6Al4V試樣的α層受拉應(yīng)力對彎曲強(qiáng)度的影響Fig.8 Effect of pulling stress on the α-case on bending stress of Ti6Al4V samples

如圖8所示，2, 3, 4 mm這3種不同厚度的不含α層試樣的彎曲強(qiáng)度基本都在1400 MPa左右，而α層受拉應(yīng)力的試樣彎曲性能變化比較大，彎曲強(qiáng)度下降到700～1000 MPa之間，而且隨著試樣厚度的減小，彎曲強(qiáng)度降低幅度越大，特別是對于2 mm厚度試樣，其彎曲強(qiáng)度僅為不含α層試彎曲強(qiáng)度的一半左右。

彎曲應(yīng)力應(yīng)變的關(guān)系見圖9，不含α層的試樣彎曲應(yīng)變曲線包括3個階段：彈性變形階段、塑性變形階段（屈服階段）、失穩(wěn)階段（應(yīng)力隨應(yīng)變緩慢降低），最大彎曲應(yīng)變?yōu)?0%左右。α層一側(cè)受拉應(yīng)力時，彎曲過程沒有塑性變形，最大彎曲應(yīng)力為比無α層試樣的最大彎曲應(yīng)力降低近50%。最大彎曲應(yīng)變約為3%多些，減小了近70%。

圖9 Ti6Al4V鑄造試樣α層一側(cè)受力狀態(tài)不同的彎曲曲線（試樣厚度2 mm）Fig.9 Curve of bending stress of Ti6Al4V samples when different stresses are on the α-case

上述結(jié)果表明，大約在700～1400 MPa范圍內(nèi)的拉應(yīng)力條件下，彎曲過程中試樣沒有發(fā)生明顯的塑性變形，帶有α層的試樣會首先斷裂，而沒有α層的試樣只是發(fā)生彈性或塑性變形。這也說明鑄件凝固和冷卻過程中，形成了α層的鈦合金鑄件會在鑄造拉應(yīng)力或彎曲應(yīng)變作用下容易產(chǎn)生裂紋。特別是對于薄壁的鈦合金精鑄件，α層對其抗彎強(qiáng)度的影響更大，在較大的拉應(yīng)力下（大于700 MPa），其更容易產(chǎn)生裂紋。

2.5.2 彎曲試驗斷口觀察

Ti6Al4V鈦合金單側(cè)有α層試樣彎曲斷口形貌見圖 10。2 mm厚試樣α層一側(cè)受拉應(yīng)力的斷口見圖10a，其中上部為α層，裂紋在α層上萌生后沿α層主生長方向（近垂直表面方向）擴(kuò)展，該裂紋擴(kuò)展路徑短，裂紋擴(kuò)展到基體后，擴(kuò)展方向也變化不大，但比上部的α層略微曲折。α層一側(cè)受壓應(yīng)力的斷口見圖10b，整體上來看裂紋擴(kuò)展路徑比α層一側(cè)受拉時曲折，尤其是α層區(qū)域，比受拉的裂紋走向曲折的多。斷口照片表明，表面α層在拉應(yīng)力下更容易使裂紋擴(kuò)展，而在受壓應(yīng)力情況下，反而可以延緩裂紋擴(kuò)展。

圖10 帶有α層的試樣彎曲斷口Fig.10 Fractography of sample with α-case in bending test

3 討論

在鈦合金熔模精密鑄件制造過程中，表面會形成沾污層，目前對于表面沾污層的形成、測量、表征方面，眾多科技人員做了較多研究[4—8]。

鑄件表面微裂紋形貌的觀察結(jié)果表明其開裂類型為冷裂，該類裂紋是在鑄件冷卻過程中形成的。該類裂紋的深度一般不超過α層的厚度。文中鑄件表層化學(xué)成分檢測結(jié)果和劉愛輝等人研究結(jié)果表明，α層的形成主要是由于鈦合金中 Ti的化學(xué)性質(zhì)活潑，在澆注過程中易與鑄型面層材料發(fā)生反應(yīng)，鑄型面層材料多為金屬氧化物，反應(yīng)過程中面層材料的 O擴(kuò)散到鈦合金中，形成了表面α層[9]。α層在彎曲情況下，比內(nèi)部更易于開裂，是鑄件裂紋產(chǎn)生的薄弱位置。實際生產(chǎn)中，鈦合金在與氧化物面層鑄型形成帶有α層的鑄件。液態(tài)合金在凝固過程接觸型殼，進(jìn)行熱量交換，溫度下降，先凝固，形成鑄件表面，鑄件內(nèi)部后凝固。依據(jù)經(jīng)典的應(yīng)力框模型理論可知，先收縮的鑄件表層將容易受到壓應(yīng)力并失穩(wěn)發(fā)生彎曲變形，此過程類似三點彎曲試驗中α層一側(cè)受拉的情況。這樣，在彎曲應(yīng)變的情況下，裂紋在α層萌生并擴(kuò)展，隨著裂紋的萌生和擴(kuò)展，拉應(yīng)力得到釋放，裂紋沒有進(jìn)一步的擴(kuò)展，造成宏觀開裂，最終形成了表面微裂紋。表面微裂紋產(chǎn)生的過程可以通過下圖 11表示出來：表面微裂紋的產(chǎn)生是鈦合金鑄件表層脆性的α層在應(yīng)力或翹曲作用下開裂所造成的。

圖11 表面微裂紋形成過程Fig.11 Formation of micro cracks on surface

4 結(jié)論

1) 鈦合金熔模精密鑄件的表層為片層組織粗大、硬度較高的富氧α層。在相同拉應(yīng)力作用下或翹曲等應(yīng)變的情況下，α層較鑄件內(nèi)部組織更易于裂紋的萌生和擴(kuò)展。α層的存在增加了鑄件裂紋產(chǎn)生的傾向性。

2) 建議實際生產(chǎn)中采取如下措施減少鈦合金鑄件表面微裂紋的產(chǎn)生：在設(shè)計鑄件時，適當(dāng)增大過渡圓角，減少壁厚差，在設(shè)計澆注系統(tǒng)時，采用同時凝固設(shè)計方案，這有利于減少鑄造應(yīng)力，進(jìn)而減少表面微裂紋；對鈦合金鑄件采取打磨、酸洗等方法，去除表面α層，可以減少后工序中由補(bǔ)焊、熱處理、熱等靜壓等熱工藝過程引起微裂紋的產(chǎn)生。

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