和 磊

(陜西宏遠(yuǎn)航空鍛造有限責(zé)任公司，陜西 咸陽 713801)

鈦合金由于具有較高的比強(qiáng)度和淬透性、良好的可焊接性、優(yōu)異的冷熱成形性能及可通過熱處理強(qiáng)化獲得優(yōu)異的強(qiáng)度-塑性-韌性匹配的特性，目前已廣泛應(yīng)用于航空、航天、船舶、能源等領(lǐng)域中[1-2]。TC18是一種高合金化的近β型鈦合金，其名義成分為Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe，該合金平衡狀態(tài)下由α相和β相組成，與相同強(qiáng)度級別的Ti-17和Ti-1023相比，具有更好的熔煉以及良好的強(qiáng)度-韌性匹配性，且其最大淬透界面厚度可達(dá)250 mm (Ti-17和Ti1023僅為150 mm和100 mm)[3-4]，被廣泛應(yīng)用于飛機(jī)的承力結(jié)構(gòu)件和部件中。TC18鈦合金在航空工業(yè)中備受青睞，并已引起國內(nèi)外的關(guān)注和已成為各國學(xué)者深入研究的熱點(diǎn)[5-6]。近年來，隨著飛機(jī)結(jié)構(gòu)的擴(kuò)大以及大飛機(jī)項(xiàng)目的需求，與其匹配的零部件也從傳統(tǒng)的多段焊接組合改為整體件，不僅可以減少零件和連接件的數(shù)量，減輕飛機(jī)結(jié)構(gòu)的重量，同時(shí)也提高了飛機(jī)結(jié)構(gòu)件的安全可靠性，故而使得飛機(jī)及結(jié)構(gòu)件的大型化成為今后發(fā)展的必然趨勢。

由于TC18鈦合金使用場合的特殊性，對其組織及性能等方面的需求提出了更高的要求，并且TC18合金鍛件的大型化需要更大規(guī)格的原材料棒材，而棒材尺寸規(guī)格增大后，從原材料冶煉、開坯、鍛造、均勻化等方面均提出了更高的制造要求，隨之而來的缺陷風(fēng)險(xiǎn)也大大提高。本文利用了金相及掃描電鏡技術(shù)，對某批TC18鈦合金鍛件的低倍缺陷進(jìn)行了分析，并探討了該缺陷的形成原因和機(jī)理。

1 問題描述

實(shí)驗(yàn)采用的材料為某原材料廠制造的TC18鈦合金鑄錠，該鑄錠經(jīng)過3次真空自耗電弧(VAR)熔煉，在β相區(qū)開坯和α+β相區(qū)鍛造成φ200 mm規(guī)格的棒材，其化學(xué)成分見表1。采用淬火金相法測得其相變溫度為878 ℃。該棒材先經(jīng)α+β兩相區(qū)預(yù)鍛，再經(jīng)過準(zhǔn)β鍛模鍛，最后進(jìn)行雙重退火熱處理，熱處理制度為：860 ℃×2 h爐冷至760 ℃×4 h，空冷；620 ℃×8 h，空冷。

表1 棒材化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

在鍛件出廠檢驗(yàn)低倍腐蝕過程中發(fā)現(xiàn)了異常，通過帶鋸在鍛件缺陷位置切取長100 mm、厚20 mm的試樣，經(jīng)打磨、拋光后采用腐蝕劑HF：HNO3：H2O=10:25:65進(jìn)行腐蝕2 min。低倍組織檢測在鍛件心部中間位置發(fā)現(xiàn)2～3條呈灰色條帶狀分布的缺陷，延伸方向?yàn)殄懠v向(即原棒材縱向)，其中最長的一條缺陷長度約150～200 mm，如圖1所示。從鍛件缺陷處切取尺寸為10 mm×20 mm的試樣，進(jìn)行金相顯微組織、顯微硬度和微區(qū)域成分檢測和分析。

圖1 TC18鍛件缺陷低倍組織Fig.1 Macrostructure of TC18 forging defects

2 原因分析

2.1 顯微組織和硬度分析

采用奧林巴斯GX71金相顯微鏡進(jìn)行金相組織觀察，腐蝕劑為HF 5ml+HNO312ml+H2O 83ml，腐蝕時(shí)間5 s。試樣缺陷處條帶組織的宏觀形貌如圖2所示，條帶組織的延伸方向?yàn)榘舨牡目v向，呈灰色，部分條狀缺陷寬度1～2 mm，最高可達(dá)5 mm。

圖2 試樣宏觀形貌Fig.2 Macro morphology of sample

圖3為試樣缺陷區(qū)域與正常區(qū)域的顯微組織。由圖3可知，該組織為典型的β鍛造組織。缺陷區(qū)域?yàn)棣料喟匆欢ǖ奈幌蚓幙椂汕曳植荚谵D(zhuǎn)變?chǔ)禄w上的網(wǎng)籃狀組織，此狀態(tài)下α相細(xì)小致密，且整個(gè)缺陷區(qū)域?yàn)橐粋€(gè)大晶粒；正常區(qū)域組織由多個(gè)細(xì)小晶粒組成，主要為細(xì)針狀α相編織而成的網(wǎng)籃狀組織+沿原始β晶界分布的不連續(xù)晶界α相+部分塊狀α，晶界α相是在加熱至單相區(qū)后在原始β晶界上形成，并且在隨后的冷卻過程中逐漸長大。這種原始β晶界上的不連續(xù)晶界α和塊狀α可能對沖擊功等性能造成一定程度的不利影響，但對斷裂韌性卻有提高作用。

(a)25×；(b)200×；(c)正常區(qū)域500×；(d)缺陷區(qū)域500×圖3 試樣顯微組織(a)25×；(b)200×；(c)normal area，500×；(d)defect area，500×Fig.3 Microstructure of sample

采用FM-700顯微維氏硬度計(jì)進(jìn)行顯微維氏硬度的測試，硬度加載載荷為0.3 kgF，加載時(shí)間為15 s，結(jié)果如表2所示?？梢钥闯?，試樣缺陷區(qū)域與正常區(qū)域的硬度無明顯區(qū)別。

表2 硬度測試結(jié)果

綜上，試樣缺陷區(qū)域與正常區(qū)域相比，缺陷區(qū)域不存在晶界α相，是一個(gè)大晶粒，這是與正常區(qū)域的主要區(qū)別，并且兩個(gè)區(qū)域硬度值相近。

2.2 微區(qū)成分分析

采用VEGA3 XMU掃描電子顯微鏡對缺陷區(qū)域和正常區(qū)域進(jìn)行能譜面分布分析，結(jié)果如圖4所示。缺陷區(qū)域和正常區(qū)域相比，缺陷區(qū)域的V、Fe和Mo元素含量略高于正常區(qū)域，分別高出0.61%、0.24%和0.54%，而V、Fe和Mo均為β相穩(wěn)定元素。

由于掃面電鏡的能譜分析采用歸一化的方法，而對于C、O、N、H等含量較少的化學(xué)成分，其測試結(jié)果是不準(zhǔn)確的，因此在數(shù)據(jù)結(jié)果中未列出。圖4中的化學(xué)成分結(jié)果只是定性測量而非定量測試，從而導(dǎo)致化學(xué)元素含量與TC18合金化學(xué)成分實(shí)際含量是有差別的。

圖4 掃描電鏡能譜成分面分析Fig.4 SEM energy spectrum composition surface analysis

2.3 分析與討論

因?yàn)棣孪喾€(wěn)定元素含量的增加會(huì)降低合金的相變點(diǎn)，將該合金加熱到一定的溫度，當(dāng)正常組織區(qū)域處于α+β兩相區(qū)時(shí)，而β相穩(wěn)定元素含量高的區(qū)域已進(jìn)入了β單相區(qū)；而在冷卻過程中，β相穩(wěn)定元素含量高的區(qū)域會(huì)產(chǎn)生更多的β相，從而形成β斑。

掃面電鏡能譜分析結(jié)果表明缺陷區(qū)域的V、Fe和Mo(即β相穩(wěn)定元素)含量高于正常組織區(qū)域，一般β相穩(wěn)定元素發(fā)生偏析，會(huì)出現(xiàn)在熔煉凝固過程中。 由于Fe元素偏析傾向較高，容易在鑄錠心部富集而導(dǎo)致棒材中產(chǎn)生β斑，這與鍛件缺陷發(fā)現(xiàn)的位置吻合，因此可斷定，鍛件缺陷是由于原材料的偏析產(chǎn)生的。

該缺陷鍛件經(jīng)過β鍛造，鍛造溫度均超過了相變點(diǎn)，因此缺陷區(qū)域和正常組織為均勻分布的針狀α相+轉(zhuǎn)變?chǔ)禄w成的網(wǎng)籃狀組織。缺陷區(qū)域?yàn)橐粋€(gè)較大的β晶粒，除了針狀α相分布密度和沿原始β晶界分布的網(wǎng)狀α相外，缺陷區(qū)域和正常區(qū)域無明顯區(qū)別，硬度試驗(yàn)也說明兩個(gè)區(qū)域間的硬度差距較小，因此該缺陷不屬于嚴(yán)重的β斑缺陷，而屬于輕微型。

該條帶區(qū)域由于β相穩(wěn)定元素發(fā)生偏析現(xiàn)象，在棒材心部形成了β斑，鍛造加熱過程中缺陷區(qū)域會(huì)先到達(dá)單相區(qū)并使原始β相晶粒長大；在冷卻過程中條帶區(qū)域會(huì)比正常區(qū)域更晚結(jié)束單相區(qū)，造成缺陷區(qū)域的原始β相晶粒不斷長大。且在鍛造過程中，縱向方向變形量較大，導(dǎo)致棒材缺陷部位被拉長，最終在鍛件低倍中呈現(xiàn)長條狀缺陷。

3 結(jié)論

1)TC18鈦合金鍛件的低倍缺陷是由于原材料中V、Fe和Mo的β相穩(wěn)定元素偏析而引起的輕微型β斑缺陷，缺陷區(qū)域內(nèi)的V、Fe和Mo元素含量略高于正常區(qū)域，且缺陷區(qū)域和正常區(qū)域的顯微硬度無明顯區(qū)別。

2)在鍛造加熱過程中缺陷區(qū)域會(huì)首先到達(dá)單相區(qū)并使原始β相晶粒長大；在冷卻過程中缺陷區(qū)域會(huì)比正常區(qū)域更晚結(jié)束單相區(qū)，從而造成缺陷區(qū)域的原始β相晶粒不斷長大。并且在鍛造過程中，縱向方向變形量較大，導(dǎo)致棒材缺陷部位被拉長，最終在鍛件低倍中呈現(xiàn)長條狀缺陷。