钛合金由于具有低密度、高比强、耐高温、抗腐蚀及无磁性等优异的综合性能，使其成为当代航空航天领域最具前途的金属结构材料之一。随着钛合金的大量应用，其冶金质量问题也日益引起业界人士的广泛关注，于是钛合金的冶金质量显得越来越重要。

    目前工业钛合金80%以上以变形钛合金使用，如锻件、锻棒及轧制型材等形式。锻造变形是保证钛合金材料获得理想组织与性能的最主要手段，但是不正确的锻造工艺往往会使钛合金产品出现一些不理想的组织和冶金缺陷，从而恶化其力学性能，给钛合金产品的正常使用造成潜在危害，同时给生产及使用厂家造成大量浪费，故研究分析各种钛合金锻造缺陷的形成机理，并采取有效预防措施具有十分重要的价值。

    1. 锻造热效应

    某牌号高温钛合金铸锭在快锻机上开坯锻造后，在α+β两相区多火次加热锻造为φ 165mm棒材，热处理后观察其低倍组织为模糊晶组织，显微组织为等轴组织，为理想的α+β双相钛合金等轴组织，组织照片见图1a。将上述φ 165mm棒材锯切下料后，在相变点下50℃加热后，在30kN液压锤上将其锻成φ 110mm×110mm方坯，随后对方坯进行解剖分析时，发现其心部为清晰晶，显微组织照片见图1b，显微组织为α板条+β转，是典型魏氏组织，存在清晰的晶界，α属于钛合金中的过热组织，距离表面20～30mm为半清晰晶，显微组织照片见图1c，显微组织为α板条+α等轴+β转，α 等轴数量稀少，α板条数量居多，存在断续分布晶界α；距离表面0～20mm范围内为模糊晶。

    某批次φ80mm规格TC4钛合金棒材，其显微组织为典型等轴α组织（见图2a），初生α等轴含量达到70%以上。在940℃（合金相变点995℃）加热锤上模锻后，其模锻件心部显微组织见图2b，初生α等轴含量仅剩余15%左右，为锻造温度过热造成。

    钛合金在相变点（α+β/β转变温度）以上变形获得网篮组织或魏氏组织塑性、疲劳性能差，所以绝大多数钛合金产品技术标准中要求近α 型、α +β 型双相钛合金成品，显微组织一般是综合性能较好的等轴组织或双态组织，所以近α型、α+β型双相钛合金成品锻造一般选择在相变点以下30～60℃加热锻造。大量研究及工程实践证明，随着锻造加热温度的升高，双相钛合金显微组织中初生α等轴的含量明显降低，而α板条含量显著增加。也就是说双相钛合金在相变点以下加热时，随着加热温度升高，组织中初生α等轴逐步向β相转变，从而导致加热锻造后的钛合金显微组织中初生α等轴含量降低、形态变小，α板条含量增多，当加热锻造温度超过钛合金相变点之后，双相钛合金组织中的初生α等轴全部消失，为板条状网篮组织或魏氏组织。

    钛热导率为0.036c a l/c m·s·℃（1cal/cm·s·℃=418.68W/cm·K），室温时是铝的1/15，铁的1/5。钛合金在锤上锻造过程中，由于瞬时变形速率大（锤上变形7~9m/s）、打击频率高，造成合金内部流动应力过大，消耗大量机械能短时间内转化为内部热量，由于坯料心部变形较周围大且散热条件差，致使坯料内部温度升高、变形程度最大中心区域温度接近，甚至超过合金相变点，导致最终坯料中心显微组织中初生α等轴急剧减少，甚至全部消失，过热严重时组织转变为性能非常差的魏氏组织。以上典型两种双相钛合金经过锤上锻造后，其显微组织中的初生α等轴含量急剧减少，α板条含量相应增加，显微组织由理想的等轴组织转变为较差的魏氏组织，主要原因就是钛合金在瞬时剧烈变形过程中产生过热现象造成的。

    钛合金在锻造变形中，一般情况下中心部位是剧烈变形区，所以中心是温升最高的区域，将中心部位温升情况作为制订锻造工艺的主要依据。采用锻造速度较快的锻锤锻造钛合金时，必须考虑锻造过程中的中心热效应，不能连续重击坯料。钛合金锻造在有条件的情况下建议采用压力机或快锻机，该类锻造设备打击速度低，锻造过程中坯料瞬时应变速率较低，产生的变形热不是非常明显，同时有足够时间进行变形热扩散，不会导致瞬时心部温度明显增高。

    2. 组织不均匀

    某批次T C17钛合金模锻件进行显微组织观察时，发现其网篮组织中存在一定的大块状α相（俗称粗大α块）见图3。该TC17钛合金模锻件是采用亚β锻造工艺生产的（相变点上40℃加热模锻，锻后空冷），期望得到显微组织是均匀一致的网篮组织。

    这种粗大α块又称大白块，与网篮组织中细小的正常α条相比，在形态上表现为粗大、不均匀，由晶界向晶内生长，很少出现交错现象，其晶界面比较粗糙，凹凸不平，而正常α条的晶界面比较平滑。研究证明，这种粗大α块的显微硬度要比正常α条低约l0%，致使合金塑性与热稳定性能下降，影响了锻件质量，所以必须防止在钛合金中出现这种不均匀组织。钛合金在熔炼凝固过程中，由于各类合金元素的平衡分配系数≠1，致使后凝固的晶界处有α稳定元素富集与偏析，所以在其富集处α相首先析出，并沿晶界向晶内生长，从而形成了粗大α块，微区成分偏析是产生这种不均匀组织的根本原因。

    微区成分结晶偏析是由于平衡分配系数k0>1或k0<1造成的，合金先后结晶区域溶质浓度不同形成的偏析属于正常偏析，这种偏析很难完全避免，但可用适当措施加以控制。一方面通过改进优化铸锭熔炼工艺参数加以控制，另一方面通过适当的锻造工艺加以改善消除。锻造工艺方面，首先在其铸锭开坯锻造时，采用适当的高温均匀化处理，对于铸锭柱状组织区域的微观晶内枝晶偏析通过均匀化退火或变形再结晶改善和消除；其次在合金坯料及成品模锻过程中采用适当的锻后冷却方式加以控制，抑制其显微组织中出现粗大α块。上述TC17钛合金锻件在亚β模锻后，采用空冷是其出现粗大α块的诱因，锻后冷却速度慢，过冷度小，形核率低，因而α相有足够时间长大形成粗大α块。

    亚β 锻后采用快冷（水冷或油冷）可明显减轻或抑制粗大α块出现，加快冷却速度、增加过冷度，可提高α相形核率，尽管局部区域存在合金元素偏聚，具备生长粗大α块的条件，但α相还没来得及长大与兼并，整个组织的相变过程已经结束了，控制冷速可以显著改变析出α相形态与分布规律。锻后水冷或油冷将锻造产生的晶体缺陷（位错、亚晶）和位错密度增加的变形组织全部或部分固定到室温，为随后热处理过程中再结晶增加了大量的结晶核心，在随后热处理时，β相的析出机制由空冷条件下的感生形核机制变为独立形核方式，得到细小、混乱、交织的条状初生α和次生α，这种组织可以显著提高合金的综合性能。

    3. 空洞型缺陷

    某批次φ 70mm规格TA7钛合金棒材在出厂超声波检测时发现超标缺陷波，对其缺陷位置解剖后进行了横向低倍检查，腐蚀后低倍上发现大量“麻坑”，主要就集中在棒材中心区域，棒材1/4半径之外区域则未发现“麻坑”。随后对麻坑处进行了高倍观察，发现其为晶间空洞类缺陷，缺陷处显微组织照片见图4。有的研究认为“麻坑”现象与腐蚀有关， 随腐蚀时间增加，“麻坑”现象越明显；也有的研究认为“麻坑”可能与杂质元素Fe 含量较多有关。但是上述观点很难解释超声波检测存在超标缺陷波的现象及高倍分析中发现的空洞现象。

    大量工程实践证明，TA7锻造工艺性能较其他TC4、TC11等钛合金要差，锻造过程中比其他钛合金更易发生开裂，且裂纹扩展速率快。钛、铝合金等金属材料在进行大应变（如超塑成形）时易诱发疏松，出现空洞甚至发生断裂，TA7钛合金中空洞就是大应变诱发产生的。在高应变率下，TA7钛合金的流变应力较静态下显著增加，但塑性显著降低；随着应变率增加，流变应力应变增加，但存在一个临界应变率，超过临界值，材料将发生断裂；当应变率达到临界值时，材料中产生绝热剪切带，并在带中形成微空洞，在外加应力作用下，空洞逐步聚集长大甚至形成微裂纹。微空洞总是沿最大剪切变带形成，这是因为在局域化变形中， 最大剪切带内变形剧烈从而温度较高，使带内材料软化，成为裂纹、空洞等缺陷产生的理想场所，TA7棒材在锻造过程中棒材中心区域变形量最大且变形热扩散最慢，变形温度最高，故在大变形过程中最易出现空洞。

    研究表明，金属材料塑性变形过程中伴随着组织形态的变化，主要有晶粒长大、等轴晶拉长、晶粒转动和滑动、位错增殖、动态回复和再结晶及空洞形核和长大等。晶界滑移是塑性变形的主要机制，晶界滑移会引起局部应力集中，阻碍晶界滑移的进一步发生，当应力集中无法借助位错运动消除时，空洞就会形核，继而发生长大。空洞优先在三角晶界处形核，随着变形量增加，空洞开始长大，且空洞并非以等轴状态长大，而是以椭圆形的方式长大。空洞易向平行拉应力分享的晶界扩散，从而在拉应力方向形成定向的空位流，不断向空洞中心聚集，使空洞得以沿平行于拉伸方向长大。大量文献中提到该合金锻造过程中易出现“麻点”和空洞，通过对TA7钛合金“麻点”及孔洞类缺陷形成机理分析，我们总结出了一套防止TA7钛合金锻件空洞类缺陷的有效办法，就是严格控制每火次变形量≤50%，严格控制变形速率，最好采用油压机或水压机锻造，尽量避免采用锤上锻造，在生产中取得了良好效果。

    4. 结语

    目前钛合金中常见的锻造缺陷主要有组织过热及不均、空洞、裂纹等，这些缺陷一般在钛合金产品显微组织检查或超声波检测中很易发现，主要是在钛合金产品锻造过程中工艺参数控制不当形成的，所以在锻造过程中需依据不同特性的钛合金材料选择合适的变形速率（锻造设备）、加热锻造温度、道次变形量及锻后冷却速度。

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责任编辑：王元

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