鈦合金因其比強度高，高溫性優(yōu)異，生物相容性好等優(yōu)點，廣泛應用于航空、航天、醫(yī)療等各個領(lǐng)域 [1-3]。隨著鈦合金的使用量不斷增加，鈦合金冶金缺陷的預防顯得尤為重要。鈦合金制備過程中常見的冶金缺陷有偏析、夾雜、孔洞等 [4-6]，該類缺陷一旦產(chǎn)生就會產(chǎn)生嚴重的質(zhì)量事故，因此各類缺陷的形成機理和特征、再現(xiàn)實驗和控制方法備受關(guān)注。偏析缺陷最為典型的就是 β 斑、富鈦偏析、富鋁偏析。現(xiàn)有研究中 [7-9]，β 斑的形成機理和控制方法的研究已經(jīng)十分成熟，β 斑主要有兩種形成機制，一種是柱狀晶中的條狀偏析所致，另一種是等軸晶和柱狀晶轉(zhuǎn)變區(qū)的偏析所致。因此，眾多研究者提出了降低熔池深度，形成全柱狀晶的方法來減輕或消除 β 斑。富鈦偏析 [10] 形成的主要原因：一次熔煉過程中發(fā)生海綿鈦掉渣所致，此外，使用純鈦起弧料也有導致富鈦偏析的風險。關(guān)于富 Al 偏析的研究，現(xiàn)有文獻中大多只提及其簡單特征 [11-12]，并沒有針對富 Al 偏析缺陷再現(xiàn)，以及和鑄錠縮孔的關(guān)系進行研究。

基于上述原因，本工作在鑄錠中預制了縮孔，來研究經(jīng)過鍛造和變形后是否可以再現(xiàn)富 Al 偏析，并取相同工藝下相同合金的縮孔進行研究分析，以確認兩者的相關(guān)性，旨在為控制和消除富 Al 偏析提供依據(jù)。

1、實驗材料與方法

通過真空自耗電弧爐回收生產(chǎn) 2 支 Φ920mm 規(guī)格 TC4 合金鑄錠，并且 2 支鑄錠的熔煉工藝完全相同。分別標記為 1# 鑄錠和 2# 鑄錠，其中 1# 鑄錠用于加工成棒材，2# 鑄錠用于解剖縮孔。1# 鑄錠經(jīng)過開批、多火次鍛造，最終獲得 8 支 Φ95mm 棒材（分別標記為 1~8），隨后使用 MS700 探傷儀對棒材進行探傷，并未發(fā)現(xiàn)異常。為進一步確認是否存在缺陷，取對應鑄錠補縮位置的棒材（棒材 1）進行連續(xù)切片，然后進行沖壓變形，通過低倍腐蝕確認后，對表面疑似缺陷的試樣進行解剖分析。

針對缺陷實驗片首先使用線切割切取金相樣品，經(jīng)磨樣、拋光、超聲波清理等處理后，利用 Kroll 試劑進行腐蝕，腐蝕時間為 5~10s。使用奧林巴斯 GX71 型號金相顯微鏡進行組織觀察和照片采集，并使用 Image J 軟件進行了相含量分析。使用 JSM-IT700HR 掃描電鏡進行能譜分析，使用 ZAu-A 維氏顯微硬度計進行不同區(qū)域的顯微硬度測試。

針對縮孔上部、左邊、右邊和下部 4 個不同的位置，分別取尺寸為 10mm×10mm×10mm 的試樣，分別針對其進行能譜分析，采用 MeltFlow 軟件進行了鑄錠熔煉的模擬，用以分析縮孔的演變和溫度場的分布情況，以確認鑄錠縮孔與棒材富鋁偏析的對應性。

2、實驗結(jié)果與分析

2.1 缺陷低倍和高倍結(jié)果

經(jīng)確認缺陷位置對應棒材心部區(qū)域附近，并靠近棒材頭部位置（與鑄錠冒口位置對應），圖 2 為沿缺陷中心縱剖后的低倍特征，其中，A 位置相對處于 B 位置上方，可以看出缺陷縱剖特征在低倍上呈現(xiàn)出條帶狀特點，且低倍上偏暗，而正常區(qū)域則相比偏亮，這主要是因為缺陷位置和正常區(qū)域不同組織經(jīng)腐蝕后，在光源漫反射下的作用所致，如圖 2 中箭頭所示。

為進一步確認缺陷位置的特征，對缺陷從上到下的不同位置和正常區(qū)域進行了采集，具體金相結(jié)果如圖 3 所示。從圖 3 (a) 中可以看出，對應頭部位置的缺陷區(qū)域高倍下呈現(xiàn)為亮條帶，存在明顯 α 相聚集特征，α 相含量高達 97% 以上。隨著從頭部位置向下逐步采集金相，發(fā)現(xiàn)缺陷區(qū)域的亮條帶范圍逐步變窄，且缺陷區(qū)域的 α 相含量逐步減少，如圖 3 (b)~(e) 所示。圖 3 (f) 為正常區(qū)域的金相照片，可以看出與缺陷區(qū)域明顯不同，正常區(qū)域表現(xiàn)出等軸 α 相均勻分布特征。進一步觀察可以發(fā)現(xiàn)，雖然缺陷區(qū)域 α 相含量相比正常區(qū)域明顯增加，但是缺陷區(qū)域并沒有出現(xiàn)裂紋或孔洞情況，這也解釋了為什么接觸法探傷沒有發(fā)現(xiàn)異常的原因。接觸法探傷針對孔洞、裂紋、夾雜等缺陷靈敏度很高，但是針對組織差異靈敏度不高，因為其主要是利用超聲波的反射進行信號確認。從金相特征可以基本確認該缺陷為 α 穩(wěn)定元素的偏析所致。

為了進一步研究不同缺陷區(qū)域的高倍組織差異程度，選取了圖 3 (a)~(e) 缺陷區(qū)域和正常區(qū)域的圖 3 (f) 中典型組織的 400μm×300μm 區(qū)域，如圖 3 方框所示，在 200× 下采集照片，利用 Image J 軟件，進行了 α 相含量的定量統(tǒng)計分析，α 相含量分析結(jié)果如圖 4 所示。其中正常區(qū)域圖 3 (f) 中 α 相含量為 47.23%，而缺陷區(qū)域隨著過渡區(qū)域至最嚴重的缺陷核心區(qū)域 α 相含量逐步升高，在圖 3 (a) 缺陷區(qū)域 α 相含量高達 88.26%。

2.2 缺陷能譜分析結(jié)果

圖 5 為缺陷分析時能譜測試的位置說明圖。由于 TC4 合金為兩相合金，能譜采用點掃時會有很大的誤差，因為 α 相和 β 相上本身就有明顯的元素差異，因此，能譜分析采用面掃來確認缺陷區(qū)域和正常區(qū)域的成分差異。針對缺陷測試區(qū)域分別標記為 1~7 位置，正常區(qū)域標記為 8~10。需要特別說明的是 1~3 位置對應缺陷縱剖后的最上部位置，4~5 位置對應缺陷的中部位置，6~7 位置對應缺陷最下部位置。

表 1 缺陷區(qū)域和正常區(qū)域不同位置的能譜結(jié)果 (質(zhì)量分數(shù) /%)

可以看出，1~7 缺陷位置 Al 元素含量存在偏高的現(xiàn)象，其中缺陷區(qū)域 Al 元素含量最大為 10.30%（質(zhì)量分數(shù)，下同），且 1~7 缺陷區(qū)域能譜測試的 Al 元素均值高達 9.58%。而 8~10 正常區(qū)域 Al 元素含量最大 5.86%，Al 元素含量的均值僅為 5.75%，明顯低于缺陷區(qū)域 Al 元素的含量水平。

能譜分析是半定量分析方法，在相同狀態(tài)下進行能譜測試，從缺陷區(qū)域和正常區(qū)域的測試結(jié)果來看，缺陷區(qū)域存在規(guī)律性 Al 元素高于正常區(qū)域，也能證明實際缺陷區(qū)域 Al 元素含量確實比正常區(qū)域高。因此，根據(jù)能譜結(jié)果基本可以斷定該缺陷就是富 Al 偏析。此外，缺陷發(fā)生區(qū)域與鑄錠預留縮孔位置基本一致，所以說明鑄錠預制縮孔后，經(jīng)過鍛造和變形該缺陷得到了遺傳。

2.3 缺陷硬度分析結(jié)果

為了進一步確認缺陷的特征，對缺陷區(qū)域和正常區(qū)域進行了顯微硬度測試，其中正常區(qū)域隨機測試了 3 個位置，缺陷區(qū)域選取了 3 個典型位置進行了顯微硬度測試，圖 6 所示。顯微硬度的結(jié)果如表 2 所示，可以看出，缺陷區(qū)域的平均顯微硬度為 401.33HV，明顯高于正常區(qū)域的平均顯微硬度 304.33HV。一方面，Al 元素是典型的 α 相穩(wěn)定元素 [13-14]，因此 Al 元素富集導致了 α 相的增多。另一方面，通過材料基礎(chǔ)知識可知，Al 元素具有固溶強化的作用 [15]。因此，Al 元素富集區(qū)域顯微硬度才明顯高于正常區(qū)域。

表 2 缺陷區(qū)域和正常區(qū)域的顯微硬度結(jié)果

2.4 鑄錠縮孔能譜分析結(jié)果

針對上述試樣片中的缺陷，已經(jīng)通過實驗結(jié)果證明了是富 Al 偏析，且對應鑄錠預制的縮孔位置。但是鑄錠的縮孔處是否有相同的偏析規(guī)律仍未可知，因此針對 TC4 合金縮孔進行了能譜分析，以確認是否與試樣片偏析規(guī)律一致。

為了詳細研究縮孔不同位置的元素偏析規(guī)律，圖 7 為實際鑄錠縮孔的縱剖截面圖，并將縮孔的區(qū)域粗略地化分為上部、下部、左邊和右邊，以便確認不同的差異。

針對不同位置試樣進行了能譜分析，測試位置見圖 8，并將能譜結(jié)果取平均值，結(jié)果匯總?cè)绫?3 所示。從表 3 中可以看出，縮孔不同位置的 Al 元素含量明顯不同，表現(xiàn)出了一定的規(guī)律性。對應縮孔上部的 Al 元素含量最高，平均值為 9.59%，縮孔左側(cè)和右側(cè)水平相當，均值分別是 5.91% 和 6.14%，對應縮孔下部的 Al 元素含量相對最低，均值僅為 5.33%。上述結(jié)果說明，鑄錠中縮孔 Al 元素的偏析主要集中在上部位置，這也與本工作再現(xiàn)的富 Al 偏析上部最嚴重相對應。

表 3 縮孔不同位置的能譜結(jié)果均值 (質(zhì)量分數(shù) /%)

縮孔上部之所以鋁元素含量相比其他位置較高，主要有兩方面原因，一方面鋁元素飽和蒸氣壓相比其他元素較高，在最后的補縮縮孔中極易揮發(fā)；另一方面是補縮過程中縮孔不同位置的溫度場不同，導致了上方更容易凝結(jié) Al 元素。圖 9 為通過 MeltFlow 軟件模擬得到的鑄錠溫度場分布情況，可以看出縮孔的心部溫度最高，且縮孔上部和其他縮孔以外部位均溫度較低。隨著冷卻的進行，縮孔區(qū)域不斷縮小，最終直至完全凝固。綜合上述兩方面原因可以得出結(jié)論：在補縮過程中，首先 Al 元素在縮孔中揮發(fā)形成 Al 蒸氣，然后因為縮孔上方溫度場較低，當達到露點時則凝結(jié)在上方表面，最終不斷堆積形成富 Al 層。

綜上所述，在鑄錠中預制縮孔，經(jīng)鍛造和變形并不能消除縮孔處富 Al 偏析。因此，一旦縮孔處存在富 Al 偏析，若采取方法切除，則最終產(chǎn)品有富 Al 偏析的風險。在實際生產(chǎn)中，鈦合金這種富 Al 偏析應徹底杜絕，因為常規(guī)的接觸探傷極有可能無法發(fā)現(xiàn)，一旦遺傳至最終產(chǎn)品，極有可能發(fā)生災難性的質(zhì)量事故。常有的控制方法有：優(yōu)化補縮工藝，盡可能地減小甚至消除縮孔的產(chǎn)生；提高探傷精度，盡可能地將縮孔定位出來；鑄錠機加后徹底切除縮孔，或者制定切除冒口的最低下限進行控制。

3、結(jié)論

(1) 對棒材而言，富鋁偏析處低倍呈現(xiàn)出暗色條帶狀，高倍表現(xiàn)為 α 相含量密集特征。缺陷區(qū)域存在明顯的鋁元素富集現(xiàn)象，鋁元素含量均值高達 9.58%，明顯高于正常區(qū)域 5.86%，且缺陷區(qū)域的平均顯微硬度為 401.33HV，明顯高于正常區(qū)域的平均顯微硬度 304.33HV。      

(2) 對鑄錠縮孔而言，Al 元素的偏析最嚴重的位置在上部。這是因為在補縮過程中，Al 元素首先在縮孔中揮發(fā)形成 Al 蒸氣，然后因為縮孔上方溫度場較低，當達到露點時則凝結(jié)在上表面，最終不斷堆積形成富 Al 層。

參考文獻

[1] GLAVICIC M G, KOBRYN P A, SPADAFORA F, et al. Texture evolution in vacuum arc remelted ingots of Ti-6Al-4V [J]. Materials Science and Engineering: A, 2003, 346 (1/2): 8-18.

[2] AHMED M, WEXLER D, CASILLAS G, et al. The influence of β phase stability on deformation mode and compressive mechanical properties of Ti-10V-3Fe-3Al alloy [J]. Acta Materialia, 2015, 84: 124-135.

[3] CHAFINO J A, YAMANAKA K, MERCIER F, et al. The influence of temperature during water-quench rapid heat treatment on the microstructure, mechanical properties and biocompatibility of Ti6Al4V ELI alloy [J]. Journal of the Mechanical Behavior of Biomedical Materials, 2019, 96: 144-151.

[4] KONDRASHOV E N, RUSAKOV K A, SHCHETNIKOV N V, et al. Segregation defects in VAR titanium alloys: Ⅰ common defects [J]. Russian Metallurgy (Metally), 2022 (6): 553-558.

[5] 高志明，介萬奇，劉永勤，等。微觀孔洞和逆偏析缺陷的形成機理與耦合預測研究進展 [J]. 金屬學報，2018, 54 (5): 717-726. GAO Z M, JIE W Q, LIU Y Q, et al. Formation mechanism and coupling prediction of microporosity and inverse segregation: a review [J]. Acta Metallurgica Sinica, 2018, 54 (5): 717-726.

[6] DRENCHEV L, SOBCZAK J, SOBCZAK N, et al. A comprehensive model of ordered porosity formation [J]. Acta Materialia, 2007, 55 (19): 6459-6471.

[7] MITCHELL A, KAWAKAMI A, COCKCROFT S L. Segregation in titanium alloy ingots [J]. High Temperature Materials and Processes, 2007, 26 (1): 59-78.

[8] KELKAR K, MITCHELL A. Beta fleck formation in titanium alloys [J]. MATEC Web of Conferences, 2020, 321 (2):10001.

[9] SHANG J, HE Y, YANG C. Freckles pattern and microstructure feature of Nb-Ti alloy produced by vacuum arc remelting [C]∥ MATEC Web of Conferences, Nantes: EDP Science,2020.

[10] 何偉，楊軍紅，杜小平，等. TA15 鈦合金棒材缺陷分析 [J]. 宇航材料工藝，2015, 45 (2): 85-87. HE W, YANG H J, DU X P, et al. Analysis on defects in TA15 titanium alloy bar [J]. Aerospace Materials & Technology, 2015, 45 (2): 85-87.

[11] 王鎬，李成剛。真空自耗電弧爐熔煉鈦錠偏析缺陷的分析與改進 [J]. 鈦工業(yè)進展，2000 (4): 16-18. WANG H, LI C G. Analysis and improvement of segregation defects in melting titanium ingots in vacuum consumable electric arc furnace [J]. Titanium Industry Progress, 2000 (4): 16-18.

[12] 蔡建明，張旺峰，李臻熙，等. TC11 鈦合金葉片上亮條和暗條的性質(zhì)及控制 [J]. 材料工程，2005 (1):16-19. CAI J M, ZHANG W F, LI Z X, et al. Characteristic and control of bright and dark striations in TC11 titanium alloy blades [J]. Journal of Materials Engineering, 2005 (1):16-19.

[13] RUZIC J, EMURA S, JI X, et al. Mo segregation and distribution in Ti-Mo alloy investigated using nanoindentation [J]. Materials Science and Engineering: A, 2018, 718: 48-55.

[14] YANG L, YANG Y Q. Deformed microstructure and texture of Ti6Al4V alloy [J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2014, 24 (10): 3103-3110.

[15] Bieler R T, Semiatin S L. The origins of heterogeneous deformation during primary hot working of Ti-6Al-4V [J]. International Journal of Plasticity, 2002,18 (9):1165-1189.

（注，原文標題：TC4鈦合金鑄錠縮孔與富鋁缺陷的相關(guān)性研究）

相關(guān)鏈接