鈦合金由于具有低密度、高比強、耐高溫、抗腐蝕及無磁性等優異的綜合性能，使其成為當代航空航天領域最具前途的金屬結構材料之一。隨著鈦合金的大量應用，其冶金質量問題也日益引起業界人士的廣泛關注，于是鈦合金的冶金質量顯得越來越重要。

　　目前工業鈦合金80%以上以變形鈦合金使用，如鍛件、鍛棒及軋制型材等形式。鍛造變形是保證鈦合金材料獲得理想組織與性能的最主要手段，但是不正確的鍛造工藝往往會使鈦合金產品出現一些不理想的組織和冶金缺陷，從而惡化其力學性能，給鈦合金產品的正常使用造成潛在危害，同時給生產及使用廠家造成大量浪費，故研究分析各種鈦合金鍛造缺陷的形成機理，并采取有效預防措施具有十分重要的價值。

　　1. 鍛造熱效應

　　某牌號高溫鈦合金鑄錠在快鍛機上開坯鍛造后，在α+β兩相區多火次加熱鍛造為φ 165mm棒材，熱處理后觀察其低倍組織為模糊晶組織，顯微組織為等軸組織，為理想的α+β雙相鈦合金等軸組織，組織照片見圖1a。將上述φ 165mm棒材鋸切下料后，在相變點下50℃加熱后，在30kN液壓錘上將其鍛成φ 110mm×110mm方坯，隨后對方坯進行解剖分析時，發現其心部為清晰晶，顯微組織照片見圖1b，顯微組織為α板條+β轉，是典型魏氏組織，存在清晰的晶界，α屬于鈦合金中的過熱組織，距離表面20～30mm為半清晰晶，顯微組織照片見圖1c，顯微組織為α板條+α等軸+β轉，α 等軸數量稀少，α板條數量居多，存在斷續分布晶界α；距離表面0～20mm范圍內為模糊晶。

　　某批次φ80mm規格TC4鈦合金棒材，其顯微組織為典型等軸α組織（見圖2a），初生α等軸含量達到70%以上。在940℃（合金相變點995℃）加熱錘上模鍛后，其模鍛件心部顯微組織見圖2b，初生α等軸含量僅剩余15%左右，為鍛造溫度過熱造成。

　　鈦合金在相變點(α+β/β轉變溫度)以上變形獲得網籃組織或魏氏組織塑性、疲勞性能差，所以絕大多數鈦合金產品技術標準中要求近α 型、α +β 型雙相鈦合金成品，顯微組織一般是綜合性能較好的等軸組織或雙態組織，所以近α型、α+β型雙相鈦合金成品鍛造一般選擇在相變點以下30～60℃加熱鍛造。大量研究及工程實踐證明，隨著鍛造加熱溫度的升高，雙相鈦合金顯微組織中初生α等軸的含量明顯降低，而α板條含量顯著增加。也就是說雙相鈦合金在相變點以下加熱時，隨著加熱溫度升高，組織中初生α等軸逐步向β相轉變，從而導致加熱鍛造后的鈦合金顯微組織中初生α等軸含量降低、形態變小，α板條含量增多，當加熱鍛造溫度超過鈦合金相變點之后，雙相鈦合金組織中的初生α等軸全部消失，為板條狀網籃組織或魏氏組織。

　　鈦熱導率為0.036c a l/c m·s·℃（1cal/cm·s·℃=418.68W/cm·K），室溫時是鋁的1/15，鐵的1/5。鈦合金在錘上鍛造過程中，由于瞬時變形速率大（錘上變形7~9m/s）、打擊頻率高，造成合金內部流動應力過大，消耗大量機械能短時間內轉化為內部熱量，由于坯料心部變形較周圍大且散熱條件差，致使坯料內部溫度升高、變形程度最大中心區域溫度接近，甚至超過合金相變點，導致最終坯料中心顯微組織中初生α等軸急劇減少，甚至全部消失，過熱嚴重時組織轉變為性能非常差的魏氏組織。以上典型兩種雙相鈦合金經過錘上鍛造后，其顯微組織中的初生α等軸含量急劇減少，α板條含量相應增加，顯微組織由理想的等軸組織轉變為較差的魏氏組織，主要原因就是鈦合金在瞬時劇烈變形過程中產生過熱現象造成的。

　　鈦合金在鍛造變形中，一般情況下中心部位是劇烈變形區，所以中心是溫升最高的區域，將中心部位溫升情況作為制訂鍛造工藝的主要依據。采用鍛造速度較快的鍛錘鍛造鈦合金時，必須考慮鍛造過程中的中心熱效應，不能連續重擊坯料。鈦合金鍛造在有條件的情況下建議采用壓力機或快鍛機，該類鍛造設備打擊速度低，鍛造過程中坯料瞬時應變速率較低，產生的變形熱不是非常明顯，同時有足夠時間進行變形熱擴散，不會導致瞬時心部溫度明顯增高。

　　某批次TC17鈦合金模鍛件進行顯微組織觀察時，發現其網籃組織中存在一定的大塊狀α相（俗稱粗大α塊）見圖3。該TC17鈦合金模鍛件是采用亞β鍛造工藝生產的（相變點上40℃加熱模鍛，鍛后空冷），期望得到顯微組織是均勻一致的網籃組織。

　　這種粗大α塊又稱大白塊，與網籃組織中細小的正常α條相比，在形態上表現為粗大、不均勻，由晶界向晶內生長，很少出現交錯現象，其晶界面比較粗糙，凹凸不平，而正常α條的晶界面比較平滑。研究證明，這種粗大α塊的顯微硬度要比正常α條低約l0%，致使合金塑性與熱穩定性能下降，影響了鍛件質量，所以必須防止在鈦合金中出現這種不均勻組織。鈦合金在熔煉凝固過程中，由于各類合金元素的平衡分配系數≠1，致使后凝固的晶界處有α穩定元素富集與偏析，所以在其富集處α相首先析出，并沿晶界向晶內生長，從而形成了粗大α塊，微區成分偏析是產生這種不均勻組織的根本原因。

　　微區成分結晶偏析是由于平衡分配系數k0>1或k0<1造成的，合金先后結晶區域溶質濃度不同形成的偏析屬于正常偏析，這種偏析很難完全避免，但可用適當措施加以控制。一方面通過改進優化鑄錠熔煉工藝參數加以控制，另一方面通過適當的鍛造工藝加以改善消除。鍛造工藝方面，首先在其鑄錠開坯鍛造時，采用適當的高溫均勻化處理，對于鑄錠柱狀組織區域的微觀晶內枝晶偏析通過均勻化退火或變形再結晶改善和消除；其次在合金坯料及成品模鍛過程中采用適當的鍛后冷卻方式加以控制，抑制其顯微組織中出現粗大α塊。上述TC17鈦合金鍛件在亞β模鍛后，采用空冷是其出現粗大α塊的誘因，鍛后冷卻速度慢，過冷度小，形核率低，因而α相有足夠時間長大形成粗大α塊。

　　亞β鍛后采用快冷（水冷或油冷）可明顯減輕或抑制粗大α塊出現，加快冷卻速度、增加過冷度，可提高α相形核率，盡管局部區域存在合金元素偏聚，具備生長粗大α塊的條件，但α相還沒來得及長大與兼并，整個組織的相變過程已經結束了，控制冷速可以顯著改變析出α相形態與分布規律。鍛后水冷或油冷將鍛造產生的晶體缺陷（位錯、亞晶）和位錯密度增加的變形組織全部或部分固定到室溫，為隨后熱處理過程中再結晶增加了大量的結晶核心，在隨后熱處理時，β相的析出機制由空冷條件下的感生形核機制變為獨立形核方式，得到細小、混亂、交織的條狀初生α和次生α，這種組織可以顯著提高合金的綜合性能。

　　3. 空洞型缺陷

　　某批次φ70mm規格TA7鈦合金棒材在出廠超聲波檢測時發現超標缺陷波，對其缺陷位置解剖后進行了橫向低倍檢查，腐蝕后低倍上發現大量“麻坑”，主要就集中在棒材中心區域，棒材1/4半徑之外區域則未發現“麻坑”。隨后對麻坑處進行了高倍觀察，發現其為晶間空洞類缺陷，缺陷處顯微組織照片見圖4。有的研究認為“麻坑”現象與腐蝕有關, 隨腐蝕時間增加，“麻坑”現象越明顯；也有的研究認為“麻坑”可能與雜質元素Fe 含量較多有關。但是上述觀點很難解釋超聲波檢測存在超標缺陷波的現象及高倍分析中發現的空洞現象。

　　大量工程實踐證明，TA7鍛造工藝性能較其他TC4、TC11等鈦合金要差，鍛造過程中比其他鈦合金更易發生開裂，且裂紋擴展速率快。鈦、鋁合金等金屬材料在進行大應變（如超塑成形）時易誘發疏松，出現空洞甚至發生斷裂，TA7鈦合金中空洞就是大應變誘發產生的。在高應變率下，TA7鈦合金的流變應力較靜態下顯著增加，但塑性顯著降低；隨著應變率增加，流變應力應變增加，但存在一個臨界應變率，超過臨界值，材料將發生斷裂；當應變率達到臨界值時，材料中產生絕熱剪切帶，并在帶中形成微空洞，在外加應力作用下，空洞逐步聚集長大甚至形成微裂紋。微空洞總是沿最大剪切變帶形成，這是因為在局域化變形中， 最大剪切帶內變形劇烈從而溫度較高，使帶內材料軟化，成為裂紋、空洞等缺陷產生的理想場所，TA7棒材在鍛造過程中棒材中心區域變形量最大且變形熱擴散最慢，變形溫度最高，故在大變形過程中最易出現空洞。

　　研究表明，金屬材料塑性變形過程中伴隨著組織形態的變化，主要有晶粒長大、等軸晶拉長、晶粒轉動和滑動、位錯增殖、動態回復和再結晶及空洞形核和長大等。晶界滑移是塑性變形的主要機制，晶界滑移會引起局部應力集中，阻礙晶界滑移的進一步發生，當應力集中無法借助位錯運動消除時，空洞就會形核，繼而發生長大。空洞優先在三角晶界處形核，隨著變形量增加，空洞開始長大，且空洞并非以等軸狀態長大，而是以橢圓形的方式長大。空洞易向平行拉應力分享的晶界擴散，從而在拉應力方向形成定向的空位流，不斷向空洞中心聚集，使空洞得以沿平行于拉伸方向長大。大量文獻中提到該合金鍛造過程中易出現“麻點”和空洞，通過對TA7鈦合金“麻點”及孔洞類缺陷形成機理分析，我們總結出了一套防止TA7鈦合金鍛件空洞類缺陷的有效辦法，就是嚴格控制每火次變形量≤50%，嚴格控制變形速率，最好采用油壓機或水壓機鍛造，盡量避免采用錘上鍛造，在生產中取得了良好效果。

　　目前鈦合金中常見的鍛造缺陷主要有組織過熱及不均、空洞、裂紋等，這些缺陷一般在鈦合金產品顯微組織檢查或超聲波檢測中很易發現，主要是在鈦合金產品鍛造過程中工藝參數控制不當形成的，所以在鍛造過程中需依據不同特性的鈦合金材料選擇合適的變形速率（鍛造設備）、加熱鍛造溫度、道次變形量及鍛后冷卻速度。

　　作者簡介： 張利軍、郭凱、張晨輝，西安西工大超晶科技發展有限責任公司。

　　何春艷，西部鈦業有限責任公司質量管理部。

　　薛祥義，西北工業大學凝固技術國家重點實驗室。