鈦合金由于具有低密度、高比強(qiáng)、耐高溫、抗腐蝕及無磁性等優(yōu)異的綜合性能，使其成為當(dāng)代航空航天領(lǐng)域最具前途的金屬結(jié)構(gòu)材料之一。隨著鈦合金的大量應(yīng)用，其冶金質(zhì)量問題也日益引起業(yè)界人士的廣泛關(guān)注，于是鈦合金的冶金質(zhì)量顯得越來越重要。

　　目前工業(yè)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(huì)使鈦合金產(chǎn)品出現(xiàn)一些不理想的組織和冶金缺陷，從而惡化其力學(xué)性能，給鈦合金產(chǎn)品的正常使用造成潛在危害，同時(shí)給生產(chǎn)及使用廠家造成大量浪費(fèi)，故研究分析各種鈦合金鍛造缺陷的形成機(jī)理，并采取有效預(yù)防措施具有十分重要的價(jià)值。

　　1. 鍛造熱效應(yīng)

　　某牌號(hào)高溫鈦合金鑄錠在快鍛機(jī)上開坯鍛造后，在α+β兩相區(qū)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(diǎn)下50℃加熱后，在30kN液壓錘上將其鍛成φ 110mm×110mm方坯，隨后對(duì)方坯進(jìn)行解剖分析時(shí)，發(fā)現(xiàn)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(zhuǎn)，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(zhuǎn)，α 等軸數(shù)量稀少，α板條數(shù)量居多，存在斷續(xù)分布晶界α；距離表面0～20mm范圍內(nèi)為模糊晶。

　　某批次φ80mm規(guī)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(dá)到70%以上。在940℃（合金相變點(diǎn)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?jī)H剩余15%左右，為鍛造溫度過熱造成。

　　鈦合金在相變點(diǎn)(α+β/β轉(zhuǎn)變溫度)以上變形獲得網(wǎng)籃組織或魏氏組織塑性、疲勞性能差，所以絕大多數(shù)鈦合金產(chǎn)品技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)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(tài)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(diǎn)以下30～60℃加熱鍛造。大量研究及工程實(shí)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(diǎn)以下加熱時(shí)，隨著加熱溫度升高，組織中初生α等軸逐步向β相轉(zhuǎn)變，從而導(dǎo)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(tài)變小，α板條含量增多，當(dāng)加熱鍛造溫度超過鈦合金相變點(diǎn)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(wǎng)籃組織或魏氏組織。

　　鈦熱導(dǎo)率為0.036c a l/c m·s·℃（1cal/cm·s·℃=418.68W/cm·K），室溫時(shí)是鋁的1/15，鐵的1/5。鈦合金在錘上鍛造過程中，由于瞬時(shí)變形速率大（錘上變形7~9m/s）、打擊頻率高，造成合金內(nèi)部流動(dòng)應(yīng)力過大，消耗大量機(jī)械能短時(shí)間內(nèi)轉(zhuǎn)化為內(nèi)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(nèi)部溫度升高、變形程度最大中心區(qū)域溫度接近，甚至超過合金相變點(diǎn)，導(dǎo)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(yán)重時(shí)組織轉(zhuǎn)變?yōu)樾阅芊浅２畹奈菏辖M織。以上典型兩種雙相鈦合金經(jīng)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(yīng)增加，顯微組織由理想的等軸組織轉(zhuǎn)變?yōu)檩^差的魏氏組織，主要原因就是鈦合金在瞬時(shí)劇烈變形過程中產(chǎn)生過熱現(xiàn)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(qū)，所以中心是溫升最高的區(qū)域，將中心部位溫升情況作為制訂鍛造工藝的主要依據(jù)。采用鍛造速度較快的鍛錘鍛造鈦合金時(shí)，必須考慮鍛造過程中的中心熱效應(yīng)，不能連續(xù)重?fù)襞髁稀ｂ伜辖疱懺煸谟袟l件的情況下建議采用壓力機(jī)或快鍛機(jī)，該類鍛造設(shè)備打擊速度低，鍛造過程中坯料瞬時(shí)應(yīng)變速率較低，產(chǎn)生的變形熱不是非常明顯，同時(shí)有足夠時(shí)間進(jìn)行變形熱擴(kuò)散，不會(huì)導(dǎo)致瞬時(shí)心部溫度明顯增高。

　　某批次TC17鈦合金模鍛件進(jìn)行顯微組織觀察時(shí)，發(fā)現(xiàn)其網(wǎng)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(chǎn)的（相變點(diǎn)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(wǎng)籃組織。

　　這種粗大α塊又稱大白塊，與網(wǎng)籃組織中細(xì)小的正常α條相比，在形態(tài)上表現(xiàn)為粗大、不均勻，由晶界向晶內(nèi)生長(zhǎng)，很少出現(xiàn)交錯(cuò)現(xiàn)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(wěn)定性能下降，影響了鍛件質(zhì)量，所以必須防止在鈦合金中出現(xiàn)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(shù)≠1，致使后凝固的晶界處有α穩(wěn)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(nèi)生長(zhǎng)，從而形成了粗大α塊，微區(qū)成分偏析是產(chǎn)生這種不均勻組織的根本原因。

　　微區(qū)成分結(jié)晶偏析是由于平衡分配系數(shù)k0>1或k0<1造成的，合金先后結(jié)晶區(qū)域溶質(zhì)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(dāng)措施加以控制。一方面通過改進(jìn)優(yōu)化鑄錠熔煉工藝參數(shù)加以控制，另一方面通過適當(dāng)?shù)腻懺旃に嚰右愿纳葡ｅ懺旃に嚪矫妫紫仍谄滂T錠開坯鍛造時(shí)，采用適當(dāng)?shù)母邷鼐鶆蚧幚恚瑢?duì)于鑄錠柱狀組織區(qū)域的微觀晶內(nèi)枝晶偏析通過均勻化退火或變形再結(jié)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(dāng)?shù)腻懞罄鋮s方式加以控制，抑制其顯微組織中出現(xiàn)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(xiàn)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(shí)間長(zhǎng)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(xiàn)，加快冷卻速度、增加過冷度，可提高α相形核率，盡管局部區(qū)域存在合金元素偏聚，具備生長(zhǎng)粗大α塊的條件，但α相還沒來得及長(zhǎng)大與兼并，整個(gè)組織的相變過程已經(jīng)結(jié)束了，控制冷速可以顯著改變析出α相形態(tài)與分布規(guī)律。鍛后水冷或油冷將鍛造產(chǎn)生的晶體缺陷（位錯(cuò)、亞晶）和位錯(cuò)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(jié)晶增加了大量的結(jié)晶核心，在隨后熱處理時(shí)，β相的析出機(jī)制由空冷條件下的感生形核機(jī)制變?yōu)楠?dú)立形核方式，得到細(xì)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(guī)格TA7鈦合金棒材在出廠超聲波檢測(cè)時(shí)發(fā)現(xiàn)超標(biāo)缺陷波，對(duì)其缺陷位置解剖后進(jìn)行了橫向低倍檢查，腐蝕后低倍上發(fā)現(xiàn)大量“麻坑”，主要就集中在棒材中心區(qū)域，棒材1/4半徑之外區(qū)域則未發(fā)現(xiàn)“麻坑”。隨后對(duì)麻坑處進(jìn)行了高倍觀察，發(fā)現(xiàn)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(rèn)為“麻坑”現(xiàn)象與腐蝕有關(guān), 隨腐蝕時(shí)間增加，“麻坑”現(xiàn)象越明顯；也有的研究認(rèn)為“麻坑”可能與雜質(zhì)元素Fe 含量較多有關(guān)。但是上述觀點(diǎn)很難解釋超聲波檢測(cè)存在超標(biāo)缺陷波的現(xiàn)象及高倍分析中發(fā)現(xiàn)的空洞現(xiàn)象。

　　大量工程實(shí)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(fā)生開裂，且裂紋擴(kuò)展速率快。鈦、鋁合金等金屬材料在進(jìn)行大應(yīng)變（如超塑成形）時(shí)易誘發(fā)疏松，出現(xiàn)空洞甚至發(fā)生斷裂，TA7鈦合金中空洞就是大應(yīng)變誘發(fā)產(chǎn)生的。在高應(yīng)變率下，TA7鈦合金的流變應(yīng)力較靜態(tài)下顯著增加，但塑性顯著降低；隨著應(yīng)變率增加，流變應(yīng)力應(yīng)變?cè)黾樱嬖谝粋€(gè)臨界應(yīng)變率，超過臨界值，材料將發(fā)生斷裂；當(dāng)應(yīng)變率達(dá)到臨界值時(shí)，材料中產(chǎn)生絕熱剪切帶，并在帶中形成微空洞，在外加應(yīng)力作用下，空洞逐步聚集長(zhǎng)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?yàn)樵诰钟蚧冃沃校?最大剪切帶內(nèi)變形劇烈從而溫度較高，使帶內(nèi)材料軟化，成為裂紋、空洞等缺陷產(chǎn)生的理想場(chǎng)所，TA7棒材在鍛造過程中棒材中心區(qū)域變形量最大且變形熱擴(kuò)散最慢，變形溫度最高，故在大變形過程中最易出現(xiàn)空洞。

　　研究表明，金屬材料塑性變形過程中伴隨著組織形態(tài)的變化，主要有晶粒長(zhǎng)大、等軸晶拉長(zhǎng)、晶粒轉(zhuǎn)動(dòng)和滑動(dòng)、位錯(cuò)增殖、動(dòng)態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶及空洞形核和長(zhǎng)大等。晶界滑移是塑性變形的主要機(jī)制，晶界滑移會(huì)引起局部應(yīng)力集中，阻礙晶界滑移的進(jìn)一步發(fā)生，當(dāng)應(yīng)力集中無法借助位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)消除時(shí)，空洞就會(huì)形核，繼而發(fā)生長(zhǎng)大。空洞優(yōu)先在三角晶界處形核，隨著變形量增加，空洞開始長(zhǎng)大，且空洞并非以等軸狀態(tài)長(zhǎng)大，而是以橢圓形的方式長(zhǎng)大。空洞易向平行拉應(yīng)力分享的晶界擴(kuò)散，從而在拉應(yīng)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(zhǎng)大。大量文獻(xiàn)中提到該合金鍛造過程中易出現(xiàn)“麻點(diǎn)”和空洞，通過對(duì)TA7鈦合金“麻點(diǎn)”及孔洞類缺陷形成機(jī)理分析，我們總結(jié)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(yán)格控制每火次變形量≤50%，嚴(yán)格控制變形速率，最好采用油壓機(jī)或水壓機(jī)鍛造，盡量避免采用錘上鍛造，在生產(chǎn)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(chǎn)品顯微組織檢查或超聲波檢測(cè)中很易發(fā)現(xiàn)，主要是在鈦合金產(chǎn)品鍛造過程中工藝參數(shù)控制不當(dāng)形成的，所以在鍛造過程中需依據(jù)不同特性的鈦合金材料選擇合適的變形速率（鍛造設(shè)備）、加熱鍛造溫度、道次變形量及鍛后冷卻速度。

　　作者簡(jiǎn)介： 張利軍、郭凱、張晨輝，西安西工大超晶科技發(fā)展有限責(zé)任公司。

　　何春艷，西部鈦業(yè)有限責(zé)任公司質(zhì)量管理部。

　　薛祥義，西北工業(yè)大學(xué)凝固技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室。