TC11鈦合金零件組織缺陷分析

吳曉東，侯智敏，李 浩，李 維，王彥皓

（西部鈦業(yè)有限責(zé)任公司，陜西 西安 710201）

TC11鈦合金的名義成分為Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si，相當(dāng)于俄羅斯BT9合金是一種α-β型熱強(qiáng)鈦合金[1]。在生產(chǎn)TC11合金棒材和零件的過程中發(fā)現(xiàn)了一些冶金質(zhì)量問題。如金屬夾雜、非金屬夾雜和化學(xué)成分偏析等，特別是在對(duì)TC11鈦合金零件進(jìn)行高、低倍組織檢驗(yàn)時(shí)發(fā)現(xiàn)各類偏析和顯微組織不合格。本文對(duì)TC11鈦合金零件生產(chǎn)過程中發(fā)現(xiàn)的暗條的特征及形成原因進(jìn)行了深入分析。為后續(xù)生產(chǎn)提供了工藝控制措施。

1 缺陷的分析

（1）低倍組織分析。經(jīng)3次AVR（真空自耗熔煉）的TC11鈦合金鑄錠經(jīng)多火次鍛造成形后，在使用棒材進(jìn)行鍛造后，零件檢測時(shí)發(fā)現(xiàn)低倍組織中出現(xiàn)肉眼可見的不連續(xù)暗條。

（2）微觀組織分析。對(duì)零件低倍暗條處進(jìn)行顯微觀察，發(fā)現(xiàn)黑色條帶區(qū)高倍組織均存在初生α相含量偏少的現(xiàn)象，同時(shí)初生α相形貌呈現(xiàn)針狀。見圖1。

圖1 缺陷處顯微組織

（3）顯微硬度分析。在對(duì)零件缺陷處及基體進(jìn)行顯微硬度測試，條帶區(qū)和基體區(qū)的顯微硬度未見明顯差異，見表1。

表1 不同區(qū)域顯微硬度（HV）

譜圖 Al Si Ti Zr Mo譜圖 1 5.57 0.15 89.11 1.71 3.45譜圖 2 6.45 0.23 88.38 2.02 2.93譜圖 3 6.40 0.21 88.13 1.96 3.29譜圖 4 6.19 0.22 88.42 1.96 3.20

圖2 缺陷能譜分析

能譜分析發(fā)現(xiàn)，組織異常處，Al元素有偏低趨勢（標(biāo)準(zhǔn)要求5.8%～7.0%），Mo元素有偏高趨勢（標(biāo)準(zhǔn)要求2.8%～3.8%），Zr元素較組織正常區(qū)偏低。

（5）熱處理分析。為確定零件鍛造是夠?qū)M織產(chǎn)生影響，對(duì)同爐號(hào)生產(chǎn)的零件用棒材試樣進(jìn)行低倍檢查，并對(duì)同一棒材試樣進(jìn)行978℃/1h，WQ（零件鍛造加熱溫度Tβ-30℃），再次低倍檢查。見圖3。

圖3 TC11棒材R態(tài)及978℃/1h，WQ后組織演變

(a) R態(tài)低倍組織；(b) R態(tài)高倍組織 500×

(c) 978℃/1h，WQ后低倍組織；(d) 978℃/1h，WQ后高倍組織 500×

圖3可見，TC11棒材R態(tài)時(shí)顯微組織為雙態(tài)組織，缺陷區(qū)域具有以下幾個(gè)特征：①TC11零件缺陷處低倍存在不同輕重程度的暗線； ②TC11零件缺陷處高倍組織表現(xiàn)為初生α相含量不同程度的減少；③缺陷處顯微硬度與基體區(qū)無明顯差異；④缺陷處存在貧鋁高鉬的偏析趨勢。⑤貧鋁高鉬的輕微波動(dòng)在R態(tài)棒材組織的影響未表現(xiàn)出來，但可在相變點(diǎn)溫度下30℃左右受熱時(shí)顯現(xiàn)。在零件模鍛過程中由于鍛件溫升導(dǎo)致缺陷區(qū)溫度接近或超過相變點(diǎn)，從而導(dǎo)致初生α相偏少或消失。

2 缺陷的成因

TC11鈦合金葉片表面上發(fā)現(xiàn)的暗條或暗點(diǎn)大多為富鉬相穩(wěn)定化元素的成分偏析形成。同時(shí)對(duì)葉片的橫截面進(jìn)行組織檢驗(yàn)時(shí)也會(huì)發(fā)現(xiàn)暗條，大部分的暗條為葉片鍛造過程因局部劇烈變形而形成的，稱為鍛造應(yīng)變線，且暗條位置大多相同。

但從缺陷分析來看，基本可判定成因?yàn)橐苯痤惾毕?。缺陷處出現(xiàn)了貧鋁高鉬的現(xiàn)象，鑄錠的配料中AlMo中間合金和鑄錠的熔煉兩個(gè)環(huán)節(jié)是重點(diǎn)關(guān)注對(duì)象。

（1）配料中間合金分析。鈦合金中加入的中間合金原則是：①熔點(diǎn)低于純鈦（1668℃）；②若熔點(diǎn)接近純鈦，粒度要小，以有效增加材料的比表面積，提高中間合金在VAR熔煉過程中的溶解速率。由于鉬元素在熔煉時(shí)存在易于偏析的傾向，為了降低風(fēng)險(xiǎn)，鋁鉬合金的粒度有著嚴(yán)格的要求，粒度≤0.8mm。見圖4。

圖4 AlMo中間合金尺寸

（2）熔煉過程分析。TC11鑄錠的熔煉為3次VAR熔煉，成品錠錠型為Φ720mm。整個(gè)熔煉生產(chǎn)過程的熔煉電流較平穩(wěn)，未發(fā)生異常波動(dòng)現(xiàn)象。鑄錠冒口深度100mm。

（3）綜合成因分析。在熔池中電磁力攪拌作用下（電磁力攪拌條件下熔池中熔體流動(dòng)情況見圖5），被鈦液裹挾流向熔池心部。若鋁鉬中間合金中存在0.8mm以上的大顆粒未完全熔化的鋁鉬顆粒在熔池底部深過冷區(qū)，做為異質(zhì)形核點(diǎn)，被快速凝固的固相包裹，形成“夾生料”。

從圖6的TiMo二元相圖可以看出，高M(jìn)o含量的鈦液熔點(diǎn)更高，這意味著富Mo熔體區(qū)域會(huì)比其它區(qū)域優(yōu)先形核，從而在鑄錠徑向心部形成富Mo偏析區(qū)。

圖5 電磁力作用下VAR穩(wěn)態(tài)熔煉階段熔池內(nèi)熔體流動(dòng)情況

圖6 Ti-Mo合金二元相圖

3 結(jié)論

①AlMo合金粒度過大，導(dǎo)致在鑄錠的一次熔煉過程中未能充分溶解，且富集在鑄錠的心部。隨后的二次、三次VAR熔煉中，AlMo雖會(huì)充分合金化，但在電磁力攪拌條件下鑄錠心部熔體是流動(dòng)最不充分的區(qū)域，該區(qū)域的不充分?jǐn)嚢璧窒藬U(kuò)散引起溶質(zhì)遷移，造成成分的微區(qū)波動(dòng)。②零件缺陷處存在：低倍存在不同輕重程度的暗線；高倍組織表現(xiàn)為初生α相含量不同程度的減少；顯微硬度與基體區(qū)無明顯差異；貧鋁高鉬的偏析趨勢四個(gè)特征。