TA15鈦合金真空自耗電弧熔煉過程中的富鈦偏析研究

張飛奇，孫寶洋，李晗嫣, 車 偉

(陜西天成航空材料有限公司，陜西 咸陽 712000)

0 引 言

工業生產中鈦合金鑄錠通常是將海綿鈦、中間合金等混合壓制成電極，通過多次真空自耗電弧熔煉(VAR)的方式獲得[1]。此種方法工藝靈活性高，費用較低，但在真空自耗電弧熔煉過程中，由于中間合金的純凈度及其在電極塊中的分布、熔煉時的掉塊、熔池深淺、熔煉速度等工藝條件的限制，容易產生低密度夾雜、高密度夾雜和富集間隙夾雜等，嚴重影響鈦合金成品零部件的性能[2]。然而，目前有關鈦合金富鈦偏析的文獻較少，對于富鈦偏析的具體成因沒有得到深入研究[3-4]。

TA15鈦合金是一種近α型鈦合金，具有中等的室溫和高溫強度，優良的熱穩定性能、抗蠕變性能、耐腐蝕性能，以及良好的焊接性能，廣泛應用于航空航天領域[5]。本研究對TA15鈦合金成品棒材中富鈦偏析的特征及形成原因進行分析，并提出改進方案，以期為高品質TA15鈦合金工業化生產提供借鑒。

1 實 驗

以0級海綿鈦、Al-V合金、Al-Mo合金、鋁豆、海綿鋯、TiO2、純鐵釘等為原料，采用VAR進行三次熔煉制備TA15鈦合金鑄錠。經開坯、多道次鐓拔鍛造、軋制等工序加工成φ150 mm的棒材。采用Masterscan 700M數字超聲波探傷儀進行檢測，發現其內部存在缺陷。在缺陷處鋸切，并經車削加工制備φ25 mm的TA15鈦合金樣品。

試樣經打磨拋光后，用配置的金相腐蝕液(HF、HNO3、H2O體積比為2∶4∶94)腐蝕約10 s。采用OLYMPUS-GX71型研究級倒置金相顯微鏡對其組織進行觀察；采用TESCAN VEGA3XMU掃描電子顯微鏡進行表面形貌觀察，并用附帶的能譜儀進行微區成分分析；采用TUKON 2100型顯微維氏硬度測量儀進行硬度測量，載荷為50 g，加載時間為30 s。

2 結果與分析

2.1 富鈦偏析特征分析

圖1為TA15鈦合金棒材的超聲波探測圖。從圖1可以看出，104.19位置出現明顯的雜波峰，說明在104.19 mm深度處存在較大缺陷。這是因為一般在金屬基體中如果存在宏觀偏析、裂紋或其他不連續組織偏析時，聲波會在基體與缺陷表面形成反射波，從而出現雜峰，并且隨著缺陷擴大，雜峰強度變高。

圖1 TA15鈦合金棒材的超聲波探測圖Fig.1 Ultrasonic detection map of TA15 titanium alloy bar

從TA15鈦合金棒材缺陷部位截取樣塊，并對其表面進行拋光與腐蝕，得到缺陷部分的宏觀形貌，如圖2所示。從圖2可以明顯看出，試樣中有一塊白色的偏析組織。這是由于偏析部位的合金元素及組織與正常區域差別較大，酸溶液腐蝕速率不同而造成的。

圖2 TA15鈦合金棒材缺陷部分的宏觀形貌Fig.2 Macro morphology of defect part of TA15 titanium alloy bar

圖3為TA15鈦合金棒材不同區域的金相照片。從圖3可以看出，偏析部位的微觀組織形貌為細小的α相等軸晶，而正常區域為常見的雙態組織。這是因為TA15為近α型鈦合金，經過多火次鍛造變形形成雙態組織，而缺陷區域由于合金元素偏析，在同樣的工藝條件下組織轉變為等軸晶。

圖3 TA15鈦合金棒材不同區域的金相照片Fig.3 Metallographs of different regions of TA15 titanium alloy： (a)rich-titanium segregation region；(b)normal region

圖4和表1分別為TA15鈦合金棒材不同區域的掃描電鏡照片及能譜成分分析結果。從表1可以看出，偏析區域的合金元素含量相比正常區域明顯降低。其中，偏析區域主元素Ti的質量分數達到98.17%，說明此處為富鈦偏析，并且β穩定元素Mo、V含量極少，導致缺陷區域形成α相等軸組織，這與圖3分析結果相一致。

圖4 TA15鈦合金棒材不同區域的SEM照片及能譜采集區域Fig.4 SEM micrographs and energy spectrum analysis regions of TA15 titanium alloy bar：(a)rich-titanium segregation region；(b)normal region

Table 1 Energy spectrum analysis results of TA15 titanium alloy bar in different regions

圖5為TA15鈦合金棒材不同區域的維氏硬度值分布曲線。從圖5可以看出，正常區域的維氏硬度值在3.0～3.42 GPa之間，而偏析區域的維氏硬度值較低，在2.65～3.05 GPa之間。這是因為偏析區域為等軸α相，正常區域為雙態組織，雙態組織相比等軸α相具有更高的強度，其受到外力作用時會發生塑性變形，位錯在等軸晶與片層組織間相互滑移，由于受到不同晶格結構以及片層之間抵擋，使得位錯較難進行滑移，同樣的載荷下，將會具有更小的變形量，表現為具有更高的硬度。

圖5 TA15鈦合金棒材不同區域的維氏硬度值分布曲線Fig.5 The vickers-hardness values distribution curves of TA15 titanium alloy bar in the different regions

2.2 富鈦偏析形成原因分析

造成鈦合金成分偏析的原因主要在于熔煉過程[2]。圖6為TA15鈦合金一次錠熔煉過程的電流-時間工藝曲線。從圖6可以看出，起弧階段電流由小到大，熔煉階段電流穩定，熱封頂(補縮)階段電流逐漸降低。鈦合金真空自耗熔煉以電弧為熱源，其中電弧陽極區域溫度最高，即金屬液體表面的溫度最高[6]。

圖6 鈦合金一次錠熔煉過程中的電流-時間曲線Fig.6 The current-time curve of first ingot melting process of titanium alloy

Kondrashov等人[7]在數值模擬過程中提出真空自耗爐中金屬熔池表面溫度計算公式如下：

T=TL+ΔT(J,Di)

(1)

式中，T為金屬熔池表面溫度，K；ΔT為超過金屬液相線溫度的值，K；TL為液相線溫度，K;Di為電極直徑，m；J為熔煉電流，kA。其中，ΔT(J,Di)表達式如下：

ΔT(J,Di)=400e-12Di/J

(2)

由(1)和(2)式可見，電流與熔池表面溫度成正比，由于熔煉起始階段的電流較小，相應熔池表面溫度也較低，由海綿鈦與中間合金制成的電極在熔煉過程中，中間合金熔點低，將優先熔化，同時起弧階段電極端頭溫度較低,不足以完全熔化海綿鈦顆粒，從而使得海綿鈦顆粒墜入到熔池中，且較大的海綿鈦顆粒不會在熔池中完全熔化[8]，存在于鑄錠底部。繼續熔煉時，這些未被熔化的海綿鈦顆粒將被上層熔化并冷卻的合金液體覆蓋，整個過程如圖7所示。圖8為TA15鈦合金一次錠底部的未熔化海綿鈦塊照片。

圖9為鈦合金棒材中富鈦偏析的形成示意圖。在二次錠熔煉過程中，需要將2根一次錠進行爐內

圖7 鈦合金一次錠熔煉過程中未熔化海綿鈦產生 過程示意圖Fig.7 The schematic diagram of unmelted titanium sponge during first ingot melting process

圖8 TA15鈦合金一次錠底部未熔化海綿鈦照片Fig.8 Photo of the unmelted titanium sponge at the bottom of TA15 titanium alloy ingot

圖9 富鈦偏析與鑄錠爐內焊接位置示意圖Fig.9 The scematic diagram of relationship between rich-titanium segregation and ingots welding positional in the chamber

焊接，其中一個一次錠底部將位于中間部位，未熔化的海綿鈦顆粒將存在于焊接部位，在二次、三次熔煉過程中也不能將其完全溶解，這是因為即使熔化了，其附近的合金成分分布也將遺傳上一次熔煉后的結果，并不能使得合金均勻。這與能譜分析結果相一致，富鈦偏析區域合金元素含量相比正常區域較少。

3 結論及改進措施

(1)TA15鈦合金棒材中富鈦偏析區域顯微組織為細小的等軸晶，與基體的雙態組織具有明顯的區別；其合金元素含量明顯小于基體，其中偏析區域Ti含量達到97.8%；偏析區域的維氏硬度也小于正常區域。

(2)由于起弧階段溫度較低，一次錠底部未完全熔化海綿鈦顆粒將會形成富鈦偏析，經過二次、三次熔煉，鍛坯及軋制等過程，仍殘留在成品棒材中。

(3)通過對鈦合金中富鈦偏析的形成過程分析，對現有生產工藝提出2點改進措施：一是通過工藝規劃減少或去除鑄錠爐內焊接；二是對需要爐內焊接的鈦合金半成品錠底進行車削加工。車削時不僅要去除未熔化的海綿鈦顆粒，而且要在此基礎上繼續車削3～5 mm。