劉高揚, 趙文俠, 王 曦

（中國航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095）

鈦合金鑄件已在航空航天結構中使用了近40年，但僅限于在二級或非關鍵性結構上應用。近幾十年來，鈦合金鑄件廣泛用于渦輪噴氣發(fā)動機部件，尤其是框架和葉片，說明鈦合金鑄件具有質量一致性和穩(wěn)定性，如今，在許多主要機身和航天器上也得到了廣泛的使用。盡管應用范圍在不斷增長，但熔模鑄造鈦合金缺陷性質的研究報道卻很少[1-3]，由于鑄造缺陷導致的產品質量下降甚至失效的信息就更為稀缺。更好地了解鑄造鈦合金冶金缺陷的形成機理，并采取相應的解決措施，可以有效地提高鈦合金鑄件的質量穩(wěn)定性，從而為損傷容限設計和使用壽命分析奠定質量基礎[4]。

ZTA15鈦合金具有較高的強度、良好的熱穩(wěn)定性和焊接性能，目前廣泛用于航空飛行器等大型結構件[5]。鈦合金鑄件的性能優(yōu)劣很大程度上取決于鑄造過程中是否能實現(xiàn)均勻凝固，而實現(xiàn)均勻凝固則直接取決于合金中化學成分[6-7]。有關ZTA15鈦合金鑄件的熱工藝以及組織與性能關系的研究較多，但有關鑄造件發(fā)生β斑和掉塊原因以及斷裂機制分析的報道較少。本工作針對某ZTA15鈦合金鑄件在加工過程中出現(xiàn)掉塊（細屑）及局部Fe元素偏高，通過宏觀力學行為、微觀組織分析，研究鈦合金鑄件在加工過程中掉塊的原因及Fe元素偏析的影響因素，探討微觀組織與宏觀力學行為的關聯(lián)關系，從而揭示ZTA15鈦合金加工掉塊的原因，并提出控制Fe含量防止形成β斑及其掉塊的相關技術措施。

1 實驗材料與方法

實驗用材料為ZTA15鈦合金鑄件局部解剖件，鑄件經過去應力退火和精密加工處理。ZTA15鈦合金的名義成分為Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V，化學成分見表1[5]。拉伸試樣直接從鑄件上切取，加工成標準拉伸試樣，選取的位置根據便攜式直讀光譜儀檢測結果確定，分別在Fe元素超出標準值范圍和滿足標準值范圍的區(qū)域切取樣品。其中，F(xiàn)e元素含量超出標準值范圍選取兩個區(qū)域，區(qū)域1：Fe元素含量在5.0%～6.0%（質量分數，下同），區(qū)域2：Fe元素含量 ≥ 9.0%（質量分數）。在電子萬能試驗機上進行室溫拉伸實驗。拉伸斷口在Nano SEM 450掃描電子顯微鏡下觀察，并利用SEM配置的EDS對斷口不同區(qū)域的化學成分進行分析。從拉伸試樣上選取夾持端作為金相組織觀察試樣，采用硝酸和氫氟酸的混合水溶液浸蝕并在LeicaDM6000正置金相顯微鏡進行觀察。采用Advance D8 X射線衍射儀分析合金中物相組成。

表 1 ZTA15鈦合金化學成分（質量分數/%）Table 1 Chemical composition of ZTA15（mass fraction/%）

2 實驗結果

2.1 拉伸性能與斷口觀察

分別從ZTA15鈦合金鑄件掉塊區(qū)域和未掉塊區(qū)域（正常區(qū)域）切取力學性能試樣，在室溫條件下進行拉伸性能測試，測試結果見表2。掉塊區(qū)域性能出現(xiàn)了明顯的波動，且均未檢出屈服強度，斷面收縮率和伸長率幾乎為0。正常區(qū)域的拉伸性能滿足技術條件要求。掉塊區(qū)域1試樣的拉伸強度達到了1018 MPa，斷裂特征為解理斷裂（圖1）。解理斷裂特征屬于脆性斷裂，在拉伸測試結果中往往體現(xiàn)在較低的斷后伸長率和斷面收縮率上；而韌窩斷裂特征屬于塑性斷裂，在保障材料具備較高的強度的同時，還兼具一定的塑性[8]。掉塊區(qū)域2試樣的斷裂特征則以沿晶斷裂為主，伴有解理斷裂的混合型斷裂特征，裂紋起源于試樣心部缺陷“顯微疏松”，沿著晶面迅速擴展至斷裂，這是導致該試樣拉伸強度極低的主要原因（圖2）。這與正常區(qū)域韌窩斷裂特征完全相悖（圖3）。斷口微區(qū)成分檢測結果表明，呈脆性斷裂特征的試樣出現(xiàn)了較為嚴重Fe元素偏析，呈韌性斷裂特征的斷口未檢出Fe元素，見表3。該現(xiàn)象說明作為雜質元素控制的Fe異常出現(xiàn)在鈦合金鑄件中，并且改變了合金的內部組織結構，從而導致鑄件局部區(qū)域拉伸行為的異常情況。

表 2 不同區(qū)域拉伸性能Table 2 Tension behavior at different areas of ZTA15 casting

圖 1 掉塊區(qū)域1拉伸斷口形貌 （a）宏觀形貌；（b）顯微形貌Fig. 1 Tensile fracture of block-dropping area 1 （a）macro appearance；（b）micro appearance

2.2 顯微組織與硬度的關系

掉塊區(qū)域1試樣顯微組織仍以雙態(tài)組織為主（圖4）。與正常區(qū)域試樣的顯微組織相比（圖5），掉塊區(qū)域1試樣中出現(xiàn)了塊狀α相和β相，α-colony的尺寸明顯小于正常區(qū)域試樣（圖4）。同時，αcolony中片層α相含量降低，β相含量增高，經過定量金相法和統(tǒng)計學計算結果表明，掉塊區(qū)域2試樣中β相含量達到了16%，正常區(qū)域試樣中β相含量僅為3%（圖6），掉塊區(qū)域2試樣金相組織表明，材料組織出現(xiàn)了明顯的β斑（見圖6（b）），并伴有嚴重的組織偏聚現(xiàn)象。

圖 2 掉塊區(qū)域2拉伸斷口形貌 （a）宏觀形貌；（b）顯微形貌Fig. 2 Tensile fracture of block-dropping area2 （a）macro appearance；（b）micro appearance

圖 3 正常區(qū)域拉伸斷口形貌 （a）宏觀形貌；（b）顯微形貌Fig. 3 Tensile fracture of regular area 1 （a）macro appearance；（b）micro appearance

表 3 拉伸斷口不同區(qū)域成分（質量分數/%）Table 3 EDS analysis results of fracture surface（mass fraction/%）

圖 4 掉塊區(qū)域1金相組織形貌Fig. 4 Microstructure of block-dropping area 1 cross-section

圖 5 正常區(qū)域金相組織形貌Fig. 5 Microstructure of regular area 1 cross-section

對掉塊區(qū)域試樣進行顯微硬度測量，測量結果見表4。由表4可看出，拉伸行為異常的試樣局部硬度產生明顯的異?，F(xiàn)象，這是因為其組織結構發(fā)生了明顯的變化，從而導致硬度異常。

圖 6 掉塊區(qū)域2金相組織形貌 （a）低倍金相組織形貌；（b）高倍金相組織形貌Fig. 6 Microstructure of block-dropping area 2 cross-section （a）low magnification microstructure；（b）high magnification microstructure

表 4 顯微硬度測試結果Table 4 Micro-hardness test results

2.3 XRD物相分析

利用XRD分析掉塊區(qū)域2物相組成，分析譜圖見圖7。由圖7可以看出，掉塊區(qū)域2物相組成里除了α-Fe外還有TiFe金屬間化合物。根據Ti-Fe系二元相圖（圖8）可知，F(xiàn)e在α-Ti中的溶解度為0.05%～0.1%[9-10]，F(xiàn)e在α組織中以過飽和形式存在，在鈦合金鑄件凝固成型過程中，熔融鈦合金液遇見含F(xiàn)e的固體顆粒，由于塊體顆粒周圍會形成一個過冷度較大的區(qū)域，導致富鐵區(qū)的形成，未及時擴散的Fe則會與α-Ti發(fā)生化學反應生成TiFe金屬間化合物并在α晶界和晶面上析出。

圖 7 掉塊區(qū)域2的XRD譜Fig. 7 Diagram of XRD of block-dropping area 2

圖 8 Ti-Fe二元相圖[10]Fig. 8 Ti-Fe binary phase diagram[10]

3 分析與討論

3.1 異常組織形成機理及對拉伸行為影響分析

Fe作為穩(wěn)定β相最強的慢共析元素，可顯著提高合金淬透性，主要用于高強、高韌和高淬透性β合金。在BT22合金中，每添加1%的Fe，相變點下降約18 ℃，在鈦合金中Fe含量達到4%可將β相穩(wěn)定至室溫。Fe作為微量元素添加在鈦合金中，隨含量增加，合金性能亦提高[11-13]。在含F(xiàn)e鈦合金中，Ti與Fe可生成TiFe和TiFe2相，在590 ℃時發(fā)生共析轉變β→α+TiFe，TiFe2和TiFe相可使合金脆化。Fe元素在鈦合金鑄錠中比較容易偏析而形成β相或α相含量很少的區(qū)域，即β斑，嚴重影響鈦合金的塑性、耐蝕性、可焊性及低周疲勞壽命[14-16]。

ZTA15成分中含有5.5%～7.0%Al，通過α穩(wěn)定元素Al對六方α相進行固溶強化[17]，屬近α鈦合金，β穩(wěn)定元素Mo和V作為少量化學元素添加到合金中起到改善工藝性的作用，另一種β穩(wěn)定元素Fe作為雜質元素嚴格控制。鈦合金在退火狀態(tài)下的相組成以α相固溶體為基體，含有少量的（5%～7%）β相。含有如Fe，Cr，Mn等β共析元素的鈦合金通常會降低凝固溫度，擴大凝固范圍。這種情況的發(fā)生會導致鑄件凝固過程中溶質偏析，從而發(fā)生共晶反應生成共晶相，共晶的存在擴展了合金的凝固范圍，并使最后的液體凝固而富集了溶質，在凝固過程中產生了長距離溶質偏析，導致鑄件局部的凝固偏析[18]。

對鈦合金鑄件的力學性能影響最為關鍵的因素就是組織組成中α-colony的尺寸和β相含量；一般情況，可以通過增加冷卻速率獲得細小的αcolony，從而提高合金屈服強度，但是伴隨屈服強度的增加，合金的塑性（斷后伸長率）會出現(xiàn)先增后降的規(guī)律；β相穩(wěn)定元素含量的增加亦會導致αcolony尺寸的減小，β相含量會顯著增加，從而影響合金及其構件的力學行為。Fe元素的加入導致ZTA15（近α型）鈦合金的組織組成發(fā)生明顯的變化，局部甚至出現(xiàn)了以穩(wěn)定的β相為主的組織形態(tài)；β鈦合金強度要高于近α和α+β型鈦合金，但是彈性模量要低于后兩者；局部Fe元素的富集導致組織組成分布不均勻，即強度分布出現(xiàn)明顯的差異，外加載荷的有效傳遞也會因組織不均勻而大打折扣；在一定范圍內，F(xiàn)e元素含量的增加會導致β相含量增加[19]，減小α-colony的尺寸從而導致合金屈服強度增加，但是塑性（斷后伸長率）亦會出現(xiàn)先增加后降低的現(xiàn)象。從構件上切取試樣進行室溫力學性能測試，結果表明，β相含量較高（即αcolony尺寸?。┑脑嚇訑嗪笊扉L率幾乎為0。

斷裂失效按其斷裂部位的形貌可以分為韌性斷裂和脆性斷裂兩大類。韌性斷裂指斷口部位有明顯的塑性變形（頸縮），而脆性斷裂時斷口部位無宏觀的塑性變形痕跡，斷口表面相對比較平齊。通過這一特點也就能得出送檢的幾件試樣中，有些試樣得不到屈服強度，斷面收縮率和伸長率幾乎為0的原因。不同的斷裂行為是與材料內部結構直接相關的，冶金缺陷的存在會導致材料性能的下降，但不會改變材料的斷裂特征。掉塊區(qū)域出現(xiàn)的拉伸強度僅有197 MPa，主要原因是鑄件在凝固過程中補縮不全形成的顯微疏松所致。兩掉塊區(qū)域拉伸試樣的屈服強度均未檢測出結果的原因是材料的斷裂行為發(fā)生了變化，由塑性斷裂轉變成脆性斷裂。解理斷裂、準解理斷裂以及沿晶斷裂均是脆性斷裂，影響材料斷裂的因素主要分為內部因素和外部因素。內部因素是材料自身組織結構，從晶體學原理可知，面心立方結構金屬塑性好，一般不會發(fā)生脆性斷裂；而體心立方結構金屬和密排六方結構的金屬塑性較差，在一定的情況下會發(fā)生脆性斷裂。材料的化學成分通過不同工藝形成各種組織結構來反映各種性能，從而決定了材料的斷裂行為。同時，不均勻的組織組成會導致外加載荷在傳遞過程中發(fā)生不連續(xù)，從而造成局部的應力集中，促使裂紋提前萌生并迅速擴展至斷裂。

3.2 Fe的富集原因及其控制措施

防止局部Fe元素富集的辦法首先是盡可能降低海綿鈦中Fe元素的含量，隨著提煉技術的進步，海綿鈦中Fe元素含量已經能夠得到很好的控制；其次，盡管ZTA15鑄造一般采用石墨型殼，但在實際過程中，型殼表面可能由于吊裝、夾具（經常采用Fe基合金）等原因使型殼可能會附著一定的Fe基顆粒，在澆鑄成型過程中，這些Fe基顆粒被卷入熔融金屬液中，由于Fe在α-Ti的溶解度很低，含F(xiàn)e的固體顆粒遇見熔融鈦合金經高溫熔融后只能以過飽和形式存在于α-Ti。因此，應防止型殼表面的Fe基顆粒污染。

4 結論

（1）ZTA15合金Fe元素局部偏聚導致β晶粒尺寸增大，大大降低了合金斷后伸長率。

（2）掉塊區(qū)域顯微組織組成β相含量超過正常區(qū)域，且局部出現(xiàn)了β斑。

（3）嚴重的Fe元素偏聚，導致脆性共晶相TiFe的析出，嚴重惡化合金性能。

（4）Fe元素的偏聚導致異常組織的形成，并嚴重降低了合金的塑性。

（5）降低海綿鈦中的Fe含量以及防止型殼的Fe基顆粒污染，可防止Fe的局部富集。