钛合金因其优异的综协力学性能, 在航空航天、武器装备、 海洋工程、 石油化工和医疗康健等领域的应用日益普遍 [1-5] 。。。。。。 铸造是获得种种性能优异的钛合金产品的主要手段。。。。。。 随着对钛合金质料的使用要求一直提高, 其高合金化、 变形抗力大、 铸造窗口窄和锻透性差等特征对铸造工艺及变形历程控制均提出了更高的要求。。。。。。 关于难变形钛合金, 生产历程中易爆发多种铸造缺陷, 给生产效率、 成材率和产品质量等带来较大影响, 严重时可导致产品报废 [6] 。。。。。。 鉴于此, 对公司一经爆发的难变形钛合金铸造缺陷实例及响应的铸造工艺历程控制和优化刷新等睁开剖析讨论和实践验证, 以一直提升公司难变形钛合金的铸造水平和产品质量, 并为行业保存的难变形钛合金铸造缺陷解决及预防提供一定的参考和资助。。。。。。

1、铸造缺陷形貌

1. 1　开裂缺陷

开裂是钛合金铸造中较量常见的一种缺陷, 开裂形式多样, 危害严重。。。。。。 航空发念头用 Ti 3 Al 和Ti 2 AlNb 等金属间化合物以及 IMI834、 T9S 和高氧TC4 等难变形钛合金牌号, 在铸造历程中极易爆发开裂且裂纹较难扫除, 部分塑性差的合金还保存边打磨边开裂的征象, 严重影响生产效率和产品质量。。。。。。

某民用 3t 级 T9S 钛合金板坯第 1 火 1150℃一镦一拔后, 在第 2 火 1100℃打扁方拔长时侧面爆发多处横向开裂, 裂口较长较宽, 见图 1a。。。。。。 某高氧含量TC4 钛合金 (O 含量 (质量分数) 靠近 0. 20%) 在2000t 快锻机开坯、 铸造至 Φ100mm 后转 5t 电液锤多火次打四方、 倒棱拔长并滚圆成形至 Φ65mm棒材, 在锯切面发明严重内裂, 裂纹较宽较深, 呈不规则 “十” 字形, 详细形貌见图 1b。。。。。。

图 1　钛合金铸造开裂缺陷 (a) T9S 钛合金外貌开裂　 (b) TC4 钛合金内部开裂 

Fig. 1　Forging cracking deffects of titanium alloy (a) Surface cracking of T9S titanium alloy　 

(b) Internal cracking of TC4 titanium  alloy

1. 2　心部粗晶

某 α+β 钛合金 Φ300mm 以上大规格棒材在2000t 快锻机经多火次镦拔、 拔长和滚圆成形后,锻态低倍检查发明周围晶粒细小, 为模糊晶, 心部晶粒粗大, 呈半清晰晶, 粗细晶粒区保存显着界线,见图 2a。。。。。。 某航空用 Ti6246 钛合金 Φ150mm 棒材,其探伤要求按 AA 级验收, 坯料经多火次镦拔改锻、打扁 方、 铣 削 后 超 声 探 伤 监 控, 心 部 杂 波 为Φ1. 2 (+5~+7) dB, 边部杂波为 Φ1. 2 (-10~-6) dB, 心部晶粒异常粗大, 且凭证古板打四方、 倒八方拔长方法增添火次, 心部粗晶不但难以消除, 反而越来越严重, 见图 2b。。。。。。

图 2　某 α+β 钛合金 (a) 和 Ti6246 钛合金 (b) 的心部粗晶 

Fig. 2　Central coarse grains of α+β titanium alloy (a) and Ti6246 titanium  alloy (b)

1. 3　细晶亮带

为获得匀称细化的等轴 β 晶粒, 某新型近 β 钛合金试验料在 2000t 快锻机完成单相区 1120℃ 开坯, 并逐火次以 20 ~ 50℃ 降低至 850℃, 举行镦粗、 打扁方铸造工艺, 发明晶粒逐渐细化, 除局部点状偏析夹杂外, 并无异常。。。。。。 但铸造成形前, 低倍检查发明异常, 升温到 930℃多火次返修, 心部异常仍保存。。。。。。 由图 3a 可看出: 边部晶粒正常, 呈半清晰晶、 巨细匀称性尚可; 而心部异常, 保存显着亮带区域, 且规模较大、 界线清晰。。。。。。 将边部正常和心部异常部位, 即图 3a 中方框标识 A 和 B 处取试样举行显微组织检查, 边部晶粒尺寸约 50~150μm,匀称性略差, 但弯曲状 β 晶界清晰可辨; 心部晶粒细小, 未见晶界保存, 见图 3b 和图 3c。。。。。。 后期返修效果证实, 该细晶亮带较量顽固, 较难返修乐成。。。。。。

图 3　铸造成形前某近 β 钛合金组织(a) 宏观形貌　 (b) 边部显微组织　 (c) 心部显微组织

Fig. 3　Structures of near β-titanium alloy before forging (a) Macro morphology　 (b) Microstructure of edge (c) Microstructure of core

1. 4　变形流线显着

某亚稳 β 钛合金棒坯, 在 2000t 快锻机完成单相区 3 火次镦拔铸造 (打四方、 倒棱拔长), 举行低倍监控时发明保存清晰的变形流线, 详见图 4。。。。。。

图 4　某亚稳 β 钛合金显着的变形流线

Fig. 4　Obvious deformation streamline of subcritical β-titanium alloy

由图 4 可以看出, 该钛合金坯料周围呈近似半圆弧形对称压入坯料内部, 宏观低倍组织沿四方对角线呈清晰的不规则 “十” 字形, 且 “十” 字形内纤维状花纹组织显着。。。。。。

1. 5　阴阳面

某四方钛合金坯料铸造历程中, 长度偏向上走料不匀称, 一面走料快, 相对一面走料慢。。。。。。 铸造竣事后, 坯料长度偏向纷歧致, 侧面呈梯形, 长度差可达总长度的 10% ~ 20%, 详见图 5。。。。。。 发明阴阳面后, 将坯料立起镦粗约 20%并拔长修整, 可以一定水平上减轻长度差别, 但效果并不睬想, 坯料阴阳面不可完全消除。。。。。。 若是最后一火成形爆发该类缺陷,有可能由于较短一面长度不敷而导致产品报废。。。。。。

图 5　某钛合金阴阳面

Fig. 5　Yin and Yang surface of titanium alloy

2、铸造缺陷爆发缘故原由剖析

2. 1　开裂缘故原由剖析

1. 1 节所述 Ti 3 Al 和 Ti 2 AlNb 等钛合金牌号属于难变形钛金属间化合物, 含有质量分数为 13%以上的 Al、 25%以上的 Nb, 以及少量其他合金元素, 高合金化使得质料的塑性差。。。。。。 别的, 铸造历程中坯料外貌温降及氧化也是导致其严重脆性开裂的主要缘故原由, 裂纹较深且较难扫除, 保存遗传性特点, 多火次一连开裂 [7] 。。。。。。 图1a 为某 T9S 钛合金炉号, 其化学成 分 配 比 为 Ti-8. 1Al-1. 2V-0. 25Fe-0. 22Si-0. 12O,合金因素中 Al 含量高达 8. 1% (质量分数), 先天性易开裂, 铸造历程中外貌氧化和温降等缘故原由致其开裂加重。。。。。。 某高氧 TC4 棒材内裂的主要原由于: O含量高, 靠近 0. 20% (质量分数); 坯料截面尺寸在 100mm 以下, 5t 电液锤打四方、 倒棱拔长, 倒棱、 掉头不实时, 棱角处降温快, 心部散热不充分,导致最大剪切带的十字花纹中爆发内裂。。。。。。

2. 2　心部粗晶缘故原由剖析

1. 2 节所述某 α+β 钛合金的 β 转变温度 T β 为880~890℃, 历程坯料尺寸在 Φ400mm 以上。。。。。。 通过对其生产历程举行追溯, 剖析其心部粗晶的爆发缘故原由, 其在 1150℃ 开坯铸造, 单相区第 3 火 (T β +80℃) 加热铸造后直接转两相区 (T β-40℃) 加热改锻。。。。。。 一是经单相区 3 火次铸造, 晶粒仍较量粗大; 二是快锻机压力为 2000t, 坯料规格较大, 转两相区加热温度骤降, 变形抗力增添, 四方、 八方拔长仅外貌变形, 变形力难以转达到坯料心部, 心部粗大晶粒破碎不充分而被遗留下来。。。。。。 Ti6246 高温钛合金 (名义因素为 Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo) 的需求多为 Φ100 ~ Φ210mm 大规格棒材, 心部粗晶爆发原由于: (1) 该合金的变形抗力大、 锻透性差;(2) 两相区铸造, 心部为强烈变形区, 且热导率低、 散热慢, 易温升过热; (3) 纯粹增添通例铸造火次, 变形不匀称水平累加, 心部晶粒越来越粗。。。。。。

2. 3　细晶亮带缘故原由剖析

对 1. 3 节所述的钛合金 β 铸造历程举行追溯,发明该厚度为 220mm 的合金坯料的 β 转变温度 T β仅为 827℃, 在 800℃ 预热 110min (加热系数按0. 5min·mm-1盘算) 后升温至 850 ~ 930℃ 保温45~65min (加热系数按 0. 2 ~ 0. 3min·mm-1盘算), 加热温度偏低, 但坯料已充分热透 [8] 。。。。。。 团结该合金坯料的铸造历程控制和宏观、 显微组织检测效果, 缺陷爆发的主要原由于: 工艺设计中每火次变形量偏大 (至少两拔一镦甚至两镦两拔); 该近β 合金外貌降温快, 尤其是第 2 次拔长时, 料温已显着偏低, 坯料外貌的变形抗力增大, 流动性差,晶粒破碎不充分; β 区铸造时, 心部散热慢, 料温高, 抗力小, 变形相对强烈, 晶粒破碎较量充分。。。。。。

多火次变形差别累积, 最终导致心部晶粒较边部细小, 反应在宏观组织上即泛起亮带区域。。。。。。

2. 4　变形流线显着缘故原由剖析

1. 4 节所述某 β 钛合金的名义因素为 Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr, 其 β 转变温度 T β 仅为 730℃, 通太过析, 爆发变形流线显着缺陷的主要原由于: (1)加热温度 850℃偏低, 恰逢冬季厂房温度低, 坯料外貌降温快, 变形抗力大, 流动性小; (2) 打四方、 倒棱拔长方法简单; (3) 合金化水平高, β 稳固元素 Mo 的熔点高, 保存一定水平上的宏观偏析。。。。。。微观上是由于经由大宗变形, 金属爆发云纹状流动,而未再结晶的变态粗大的 β 晶粒；；；；竦昧丝占渫淝拖嗷ソ恢南宋巫床⒆钪盏贾氯毕荼 [9] 。。。。。。

2. 5　阴阳面缘故原由剖析

1. 5 节所述某钛合金坯料泛起阴阳面缺陷的主要原由于: 料温不匀称, 测温仪现场监测发明料温较高一面比其他面横跨 50~100℃, 冬季厂房温度低, 此征象尤为严重。。。。。。 现场视察料温不匀称主要是坯料出炉慢导致的, 即炉门被提起的一瞬间, 炉膛温度最先降低, 坯料周围袒露在空气中最先降温,但接触炉底耐火砖部位降温慢, 一旦夹料不顺遂,起料凌驾 10s, 坯料便会爆发温差; 其次, 多次出炉, 炉膛的整体温度偏低, 尤其靠近炉门处坯料外貌温降最严重, 但与炉底接触部位的温降少, 温差越来越大; 最后, 铸造历程走料不匀称, 修整效果不显着, 最终导致坯料爆发阴阳面缺陷。。。。。。/p>

3、铸造缺陷预防步伐

3. 1　开裂预防

针对 1. 1 节所述 Ti 3 Al、 Ti 2 AlNb 和 T9S 等塑性差、 易开裂的质料, 可接纳以下步伐预防铸造开裂:

(1) 加热历程中在坯料外貌喷涂相宜的防氧化剂涂料, 镌汰加热外貌氧化; (2) 确保工装预热至划定温度 (350~400℃, 较其他通例钛合金铸造工装预热温度高 100℃左右), 推荐接纳包棉铸造, 铸造历程实时添加保温棉, 镌汰外貌热量损失, 确保铸造终锻温度; (3) 开坯及前 3 火次加热温度只管高 (1100~1200℃), 装备吨位及变形力足够大, 提升铸造操作水平, 使用温升抵消温降 [10] ; (4) 打磨开裂格外注重, 可接纳先大砂轮机打磨裂纹, 待裂纹变浅后, 转手动小砂轮机打磨, 打磨力度足够小, 榨取泛起局部过热导致冷却后裂纹处因应力缘故原由继续开裂, 须要时, 待坯料冷却至室温后举行着色检查。。。。。。 最后, 对此类合金举行铸造时, 推荐接纳一连铸造 (确保坯料温度始终坚持在约 200℃), 由于凭证现场履历,坯料若是完全冷却后再装炉加热铸造, 其开裂水平会比一连铸造严重。。。。。。 难变形钛合金包棉铸造历程及铸造开裂情形见图 6, 由图 6a 可以看出, 包棉铸造历程料温损失小, 外貌开裂少。。。。。。 包棉铸造竣事后,坯料外貌开裂显着镌汰, 见图 6b。。。。。。

图 6　难变形钛合金包棉铸造(a) 操作历程　 (b) 开裂情形

Fig. 6　Cotton forging of difficult-to-deform titanium alloy (a) Operation process　 (b) Cracking state

关于 1. 1 节所述 TC4 等小规格棒材 (直径小于Φ90mm), 首先打四方拔长铸造时, 棱角处冷却最快, 而铸造历程需多次翻转棒坯, 需实时倒棱, 以免爆发尖锐角。。。。。。 别的, 锤上铸造时, 需一直调理锤击力, 最先阶段要轻打, 变形水平为 5% ~8%, 随后再逐步加大变形量 [11] , 推荐接纳多道次一连甩圆拔长的方法举行铸造。。。。。。 最后, 坯料需要掉头铸造部位保存温差, 容易导致内裂, 将坯料夹持部位包棉并实时掉头铸造。。。。。。 两相区的加热温度低 (β 转变温度 T β 以下 40~50℃), 对组织性能影响不大, 后续仍有精锻、 热轧、 拉拔等变形时, 可以先铸造坯料长度的一半, 返炉加热后继续铸造另外一半。。。。。。

3. 2　心部晶粒粗大预防

针对 1. 2 节所述某 α+β 钛合金发明的问题, 该因素合金后续炉号生产历程中在原定单相区 (加热温度在 β 转变温度 T β 以上) 3 火次铸造基础上, 降温 50℃ ( 加热温度仍在 β 转变 温 度 T β 以 上30℃), 增添一镦一拔, 设置该火次铸造很是主要,坯料粗大片层组织进一步细化再转两相区 (加热温度在 β 转变温度 T β 以下 20~50℃) 铸造, 可有用减轻两相区加热温度低、 变形抗力大、 心部晶粒较难破碎的影响。。。。。。 别的, 也可以接纳 “高-低-高” 铸造工艺, 经两相区镦拔 2~3 火次后再升温至单相区(T β+30℃), 坯料晶粒适当长大、 匀称化后再转两相区继续铸造。。。。。。 最后, 打四方、 倒八方拔长改为打六方、 棱面交替变换拔长。。。。。。 通过以上调解, 组织改善效果显着。。。。。。 图 7 为工艺刷新后产品的宏观及显微组织, 由图 7a 可以看出, 宏观组织匀称细化、 呈模糊晶; 显微组织为等轴组织, 主要由等轴初生 α 相和漫衍于基体的少量片状 β 相转变组织组成, 心部、 1/2R (R 为圆棒半径)、 边部位置的等轴初生 α相的含量为 60% ~ 70%, 基本一致, 且晶粒尺寸为3~5μm, 巨细匀称, 详见图 7b~图 7d。。。。。。

图 7　某钛合金铸造工艺调解后的组织 (a) 宏观组织　 (b) 心部显微组织　 (c) 1/2R 处显微组织　 (d) 边部显微组织

Fig. 7　Structures of a titanium alloy after adjustment of forging process (a) Macro morphology　 (b) Microstructure of core　 (c) Microstructure of 1/2R　 (d) Microstructure of edge

针对 1. 2 节所述 Ti6246 钛合金心部粗晶, 且增添火次难以消除的问题, 需改变古板打四方、 倒八方拔长方法, 接纳两个面交替镦粗、 打扁方、 收宽拔长, 并穿插镦粗、 打四方、 倒八方拔长。。。。。。 一是打扁方拔长时, 坯料可以铸造至厚度 250mm 左右,比打四方和倒八方铸造的截面尺寸 330mm 小许多,心部更容易锻透; 二是交替变形方法可以轮替转移金属强烈流动区, 控制合适的变形量, 获得匀称的低倍模糊晶和匀称、 细小的球状 α 组织, 并可预防心部粗晶、 中心亮线等缺陷的爆发 [12] 。。。。。。 别的, 在坯料镦拨铸造竣事后, 确定是否拨长铸造时, 对坯料举行超声探伤检测, 发明心部探伤效果较差, 若是需要分料, 可以沿纵向中分, 将心部粗晶外移至坯料外貌, 直接变形细化, 以包管组织整体匀称性。。。。。。

打扁方铸造需注重两点: (1) 打扁方时应合理控制送进量 (≤100mm 为宜) 并分多道次压下, 切忌满锤快速压下; (2) 合理设计并控制坯料宽厚比≤2 (确保收宽时, 心部无凹心)。。。。。。 实践证实, 打扁方铸造效果显着, 不但铸造火次大大镌汰, 坯料组织不匀称性也获得显着改善。。。。。。 某 Ti6246 钛合金坯料打扁方铸造历程示意图如图 8 所示。。。。。。

图 8　打扁方铸造示意图

Fig. 8　Scheme diagram of flat-square-forging

3. 3　细晶亮带预防

钛合金铸造历程控制不当, 会导致心部细晶亮带, 可接纳如下步伐返修: 凭证发明缺陷的火次加热温度及缺陷水平, 将坯料重新升温至 T β 以上 50~150℃加热, 晶粒统一长大后镦拔改锻, 再依次降温 30~50℃加热、 镦拔细化晶粒。。。。。。 为确保返修历程受控, 可每 1~2 火举行崎岖倍监控, 直至心部异常消逝, 坯料整体细化、 匀称。。。。。。 别的, 某些情形下也可设计适当的 β 热处置惩罚工艺, 通过热处置惩罚来消除细晶亮带并获得切合要求的组织。。。。。。

在该类钛合金铸造历程中每隔 2~3 火次举行宏观和显微组织监控, 可以发明, 泛起细晶亮带缺陷的概率并不是很高, 但一旦爆发细晶亮带缺陷, 升温至 T β 以上加热返修铸造, 该类缺陷难以消除。。。。。。 预防该类缺陷的要领为: (1) 在 T β 以上铸造时, 接纳包棉、 大吨位压机铸造等, 只管镌汰坯料外貌温降, 镌汰与心部料温差别; (2) 合理设计并只管镌汰每火次铸造总变形量, 一镦一拔即可; (3) 包管终锻温度, 合理控制铸造速率, 增大料温低、 变形流动性差的边部变形, 镌汰料温高、 变形强烈的心部变形, 确保边部和心部变形水平匀称, 降低变形不匀称的累积效应。。。。。。

3. 4　显着变形流线预防

针对 1. 4 节所述高合金化 β 钛合金 (名义因素为 Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr), 首先, 增强合金熔炼工艺控制, 确保铸锭化学因素匀称, 无偏析、 夹杂缺陷; 其次, 加热温度低, 尤其是冬季厂房温度低时,可适当接纳包棉铸造, 镌汰坯料外貌温降; 最后,将古板的拔长方法打四方、 倒棱改为打四方、 倒棱和打四方、 棱变面交替举行。。。。。。 经由以上调解, 该因素合金后续炉号生产历程中再未发明此类缺陷。。。。。。

3. 5　阴阳面预防

对 1. 5 节所述钛合金坯料阴阳面举行调解的步伐为: (1) 下一火装炉时, 将尺寸较短一面朝下靠近炉底板, 详见图 9, 出炉镦粗拔长, 较短一面靠近炉底板, 料温偏高, 拔长走料快; (2) 发明阴阳面时, 实时将坯料立起, 镦粗修整, 并使用上锤砧走料快的特点, 增添较短一面朝上拔长次数。。。。。。 以上两项步伐特殊是第 1 项可以有用减轻坯料阴阳面水平。。。。。。 而预防坯料阴阳面爆发的最主要一点是提高坯料出炉速率, 尤其是冬季铸造时, 取料操作职员应提前启动取料车, 炉门提起后, 在加热工指挥下,迅速夹起坯料 (10s 以内), 以镌汰坯料外貌温差;其次, 一连出炉时, 在工艺划定加热时间规模内,适当延伸保温时间, 确？？？？？拷排髁狭衔禄指春,再出炉铸造。。。。。。

图 9　阴阳面钛合金的装炉方法

Fig. 9　Charging mode of titanium alloy with Yin and Yang surface

4、结论

(1) 难变形钛合金的生产历程易爆发开裂、 心部粗晶、 细晶亮带、 显着变形流线和阴阳面等多种铸造缺陷, 危害严重, 需引起手艺、 生产、 质量等相关职员高度重视。。。。。。

(2) 难变形钛合金所述 5 种铸造缺陷爆发的主要缘故原由划分总结如下: 质料自己合金化水平高、 塑性差, 小规格棒材降温快、 未实时倒棱、 掉头铸造;单相区晶粒细化不敷、 加热温度低、 变形抗力大,锻透性差、 心部易温升; 总变形量大、 坯料内外温差大、 变形不匀称; 坯料外貌降温快、 流动性差、拔长方法简单; 坯料出炉慢、 外貌温度不均。。。。。。

(3) 可接纳以下步伐预防难变形钛合金铸造缺陷: 塑性差、 易开裂钛合金包棉一连铸造、 提升操作水平, 小规格棒材内裂实时倒棱、 多道次甩圆拔长、 实时掉头; 关于心部粗晶, 增添单相区晶粒细化水平、 棱面转换六方拔长, 铸造打扁方及打四方、倒八方交替举行; 关于细晶亮带, 可镌汰每火次镦拔次数、 降低坯料内外温差、 控制变形匀称; 关于显着变形流线, 棱面转换打四方拔长; 关于阴阳面,提横跨炉速率、 镌汰坯料外貌温差等, 从而一直提升难变形钛合金的铸造能力和质量水平。。。。。。

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