鈦合金熔模精密鑄件表面微裂紋形成過程研究

趙鵬，吳國清，南海，黃東，趙嘉琪

（1. 中國航發北京航空材料研究院，北京 100095；2. 北京航空航天大學，北京 100191；3. 北京市先進鈦合金精密成型工程技術研究中心，北京 100095）

鈦合金熔模精密鑄件是依靠現代材料學、化學、真空冶金學、高精度加工技術、高分辨率和高準確度的無損檢測技術以及計算機輔助設計及制造技術等實現的高技術產品，已較為廣泛地應用于航空、航天、船舶、化工、體育等多該領域[1—3]。

實際生產中，鈦合金鑄件表面容易產生微裂紋，這種裂紋肉眼難以發現，需要通過熒光等滲透檢驗的方法發現。這種缺陷的修復過程中存在修復量較大而且容易反復出現的問題，這將延長鑄件的交付周期、增加制造成本，甚至由于修復失敗造成鑄件報廢。目前對于這種裂紋如何形成、為什么容易反復產生的原因研究還較少，文中將通過對表面微裂紋形貌觀察、表面組織觀察、化學元素含量檢測、顯微硬度測試等手段對鈦合金熔模精密鑄件的表層組織進行表征，并模擬鑄造應力下，表層組織對鑄件產生裂紋的影響。最后結合鈦合金熔模精密鑄造工藝特點，提出減少表面微裂紋產生的建議措施。

1 實驗方法

鈦合金鑄造試樣為Ti6Al4V合金板狀試樣，采用氧化釔作為面層進行鑄型制備，采用真空自耗電弧爐進行試樣的澆注。采用光學顯微鏡對鑄件表面微裂紋深度進行觀察，采用掃描電鏡對裂紋形貌，通過三點彎曲試驗，對有無α層的試樣進行彎曲強度和彎曲曲線的對比（見圖 1），分析α層對表面微裂紋產生的影響。

圖1 三點彎曲測試Fig.1 Three-points-bending test

2 實驗結果分析

2.1 表面微裂紋形貌觀察

裂紋深度及擴展路徑見圖2，對典型試樣的微裂紋進行觀察，金相照片顯示微裂紋的深度為 150～200 μm范圍內，在表面α層厚度內，由表面向內擴展，擴展方式主要為穿晶斷裂。按此方法對10個的裂紋的深度進行測量，結果表明（見圖3），深度范圍為99～285 μm，基本都在在表面α層厚度內。

圖2 裂紋深度及擴展路徑Fig.2 Depth and developing route of micro cracks

圖3 裂紋深度統計Fig.3 Depth of micro cracks

采用CS3100型掃描電鏡對裂紋斷口進行觀察，裂紋斷口的形貌見圖 4，圖 4a下側為裂紋區。裂紋起源于表面，向內擴展。裂紋斷口比較平直，呈脆性斷裂的臺階解理特征圖 4b，表面呈深灰色，沒有明顯的氧化特征，說明裂紋不是發生在高溫的熱裂，因為在高于實際固相線溫度時，晶界呈粘滯性，甚至還有低熔點化合物富集，晶界強度小于晶內強度，若發生開裂，裂紋一般會沿晶界擴展，裂紋走向扭曲，一般會有氧化特征。

2.2 表層組織觀察

α層形貌和厚度見圖5，可知，鑄件表面α層的組織主要是粗大的片層α相，與基體組織區別較大，經腐蝕后在光學顯微下呈現為白亮的條帶。這種粗大的片層α相強度高于基體，塑性相應的會下降。

圖4 裂紋斷口形貌Fig.4 Fractograph of micro cracks

圖5 α層形貌和厚度Fig.5 Microstructure and thickness of α-case

2.3 表面組織化學成分含量檢測

通過對鑄件表面組織化學成分含量進行檢測（結果見圖 6），分析鑄件凝固過程中表層組織化學成分的變換以及組織的形成，結果表明，O含量由表面到基體有下降的過程，大約經過0.2 mm的厚度后O含量趨于穩定，基體內部的 O含量沒有明顯變化。鋁含量由表面到基體則是逐漸上升，大約經過 0.2～0.3 mm的厚度后Al含量趨于穩定，基體內部的Al含量也沒有明顯變化。這兩種元素的變化表明了在凝固過程中熔融態的鈦合金中的Al元素與鑄型面層中的O元素發生互擴散。O元素是α相穩定元素，也是固溶強化元素，其擴散到鑄件表面，影響了鑄件表面組織的形成，造成了表層組織以α相為主。

Al+Y2O3→O+(YAlOx)

圖6 O和Al元素含量從鑄件表面到內部的變換Fig.6 Content of O and Al from surface to inner of casting

2.4 表面組織硬度測試

測量結果（見圖7）表明顯微硬度從鑄件表面到基體是先下降，經過大約0.5 mm厚度后，趨于穩定。光學顯微鏡觀察到α層的厚度在0.2～0.3 mm，這種變化表明α層的硬度明顯高于基體，這是由于除了α相和粗大的片層組織的會提高硬度，固溶態的 O也使得α層的硬度提高。

圖7 顯微硬度從鑄件表面到基體的變化Fig.7 Micro hardness from surface of casting to inner part

2.5 模擬拉應力狀態下鑄件表面組織的開裂

2.5.1 三點彎曲性能測試

通過讓α層一側受拉應力的試樣與無α層試樣相比，對其彎曲性能進行測試，進而評價其對裂紋產生傾向的影響。不同厚度試樣α層受拉應力時對彎曲性能的影響見圖8。

圖8 Ti6Al4V試樣的α層受拉應力對彎曲強度的影響Fig.8 Effect of pulling stress on the α-case on bending stress of Ti6Al4V samples

如圖8所示，2, 3, 4 mm這3種不同厚度的不含α層試樣的彎曲強度基本都在1400 MPa左右，而α層受拉應力的試樣彎曲性能變化比較大，彎曲強度下降到700～1000 MPa之間，而且隨著試樣厚度的減小，彎曲強度降低幅度越大，特別是對于2 mm厚度試樣，其彎曲強度僅為不含α層試彎曲強度的一半左右。

彎曲應力應變的關系見圖9，不含α層的試樣彎曲應變曲線包括3個階段：彈性變形階段、塑性變形階段（屈服階段）、失穩階段（應力隨應變緩慢降低），最大彎曲應變為10%左右。α層一側受拉應力時，彎曲過程沒有塑性變形，最大彎曲應力為比無α層試樣的最大彎曲應力降低近50%。最大彎曲應變約為3%多些，減小了近70%。

圖9 Ti6Al4V鑄造試樣α層一側受力狀態不同的彎曲曲線（試樣厚度2 mm）Fig.9 Curve of bending stress of Ti6Al4V samples when different stresses are on the α-case

上述結果表明，大約在700～1400 MPa范圍內的拉應力條件下，彎曲過程中試樣沒有發生明顯的塑性變形，帶有α層的試樣會首先斷裂，而沒有α層的試樣只是發生彈性或塑性變形。這也說明鑄件凝固和冷卻過程中，形成了α層的鈦合金鑄件會在鑄造拉應力或彎曲應變作用下容易產生裂紋。特別是對于薄壁的鈦合金精鑄件，α層對其抗彎強度的影響更大，在較大的拉應力下（大于700 MPa），其更容易產生裂紋。

2.5.2 彎曲試驗斷口觀察

Ti6Al4V鈦合金單側有α層試樣彎曲斷口形貌見圖 10。2 mm厚試樣α層一側受拉應力的斷口見圖10a，其中上部為α層，裂紋在α層上萌生后沿α層主生長方向（近垂直表面方向）擴展，該裂紋擴展路徑短，裂紋擴展到基體后，擴展方向也變化不大，但比上部的α層略微曲折。α層一側受壓應力的斷口見圖10b，整體上來看裂紋擴展路徑比α層一側受拉時曲折，尤其是α層區域，比受拉的裂紋走向曲折的多。斷口照片表明，表面α層在拉應力下更容易使裂紋擴展，而在受壓應力情況下，反而可以延緩裂紋擴展。

圖10 帶有α層的試樣彎曲斷口Fig.10 Fractography of sample with α-case in bending test

3 討論

在鈦合金熔模精密鑄件制造過程中，表面會形成沾污層，目前對于表面沾污層的形成、測量、表征方面，眾多科技人員做了較多研究[4—8]。

鑄件表面微裂紋形貌的觀察結果表明其開裂類型為冷裂，該類裂紋是在鑄件冷卻過程中形成的。該類裂紋的深度一般不超過α層的厚度。文中鑄件表層化學成分檢測結果和劉愛輝等人研究結果表明，α層的形成主要是由于鈦合金中 Ti的化學性質活潑，在澆注過程中易與鑄型面層材料發生反應，鑄型面層材料多為金屬氧化物，反應過程中面層材料的 O擴散到鈦合金中，形成了表面α層[9]。α層在彎曲情況下，比內部更易于開裂，是鑄件裂紋產生的薄弱位置。實際生產中，鈦合金在與氧化物面層鑄型形成帶有α層的鑄件。液態合金在凝固過程接觸型殼，進行熱量交換，溫度下降，先凝固，形成鑄件表面，鑄件內部后凝固。依據經典的應力框模型理論可知，先收縮的鑄件表層將容易受到壓應力并失穩發生彎曲變形，此過程類似三點彎曲試驗中α層一側受拉的情況。這樣，在彎曲應變的情況下，裂紋在α層萌生并擴展，隨著裂紋的萌生和擴展，拉應力得到釋放，裂紋沒有進一步的擴展，造成宏觀開裂，最終形成了表面微裂紋。表面微裂紋產生的過程可以通過下圖 11表示出來：表面微裂紋的產生是鈦合金鑄件表層脆性的α層在應力或翹曲作用下開裂所造成的。

圖11 表面微裂紋形成過程Fig.11 Formation of micro cracks on surface

4 結論

1) 鈦合金熔模精密鑄件的表層為片層組織粗大、硬度較高的富氧α層。在相同拉應力作用下或翹曲等應變的情況下，α層較鑄件內部組織更易于裂紋的萌生和擴展。α層的存在增加了鑄件裂紋產生的傾向性。

2) 建議實際生產中采取如下措施減少鈦合金鑄件表面微裂紋的產生：在設計鑄件時，適當增大過渡圓角，減少壁厚差，在設計澆注系統時，采用同時凝固設計方案，這有利于減少鑄造應力，進而減少表面微裂紋；對鈦合金鑄件采取打磨、酸洗等方法，去除表面α層，可以減少后工序中由補焊、熱處理、熱等靜壓等熱工藝過程引起微裂紋的產生。

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