TA15钛合金真空自耗电弧熔炼过程中的富钛偏析研究

张飞奇，孙宝洋，李晗嫣, 车 伟

(陕西天成航空材料有限公司，陕西 咸阳 712000)

0 引 言

工业生产中钛合金铸锭通常是将海绵钛、中间合金等混合压制成电极，通过多次真空自耗电弧熔炼(VAR)的方式获得[1]。此种方法工艺灵活性高，费用较低，但在真空自耗电弧熔炼过程中，由于中间合金的纯净度及其在电极块中的分布、熔炼时的掉块、熔池深浅、熔炼速度等工艺条件的限制，容易产生低密度夹杂、高密度夹杂和富集间隙夹杂等，严重影响钛合金成品零部件的性能[2]。然而，目前有关钛合金富钛偏析的文献较少，对于富钛偏析的具体成因没有得到深入研究[3-4]。

TA15钛合金是一种近α型钛合金，具有中等的室温和高温强度，优良的热稳定性能、抗蠕变性能、耐腐蚀性能，以及良好的焊接性能，广泛应用于航空航天领域[5]。本研究对TA15钛合金成品棒材中富钛偏析的特征及形成原因进行分析，并提出改进方案，以期为高品质TA15钛合金工业化生产提供借鉴。

1 实 验

以0级海绵钛、Al-V合金、Al-Mo合金、铝豆、海绵锆、TiO2、纯铁钉等为原料，采用VAR进行三次熔炼制备TA15钛合金铸锭。经开坯、多道次镦拔锻造、轧制等工序加工成φ150 mm的棒材。采用Masterscan 700M数字超声波探伤仪进行检测，发现其内部存在缺陷。在缺陷处锯切，并经车削加工制备φ25 mm的TA15钛合金样品。

试样经打磨抛光后，用配置的金相腐蚀液(HF、HNO3、H2O体积比为2∶4∶94)腐蚀约10 s。采用OLYMPUS-GX71型研究级倒置金相显微镜对其组织进行观察；采用TESCAN VEGA3XMU扫描电子显微镜进行表面形貌观察，并用附带的能谱仪进行微区成分分析；采用TUKON 2100型显微维氏硬度测量仪进行硬度测量，载荷为50 g，加载时间为30 s。

2 结果与分析

2.1 富钛偏析特征分析

图1为TA15钛合金棒材的超声波探测图。从图1可以看出，104.19位置出现明显的杂波峰，说明在104.19 mm深度处存在较大缺陷。这是因为一般在金属基体中如果存在宏观偏析、裂纹或其他不连续组织偏析时，声波会在基体与缺陷表面形成反射波，从而出现杂峰，并且随着缺陷扩大，杂峰强度变高。

图1 TA15钛合金棒材的超声波探测图Fig.1 Ultrasonic detection map of TA15 titanium alloy bar

从TA15钛合金棒材缺陷部位截取样块，并对其表面进行抛光与腐蚀，得到缺陷部分的宏观形貌，如图2所示。从图2可以明显看出，试样中有一块白色的偏析组织。这是由于偏析部位的合金元素及组织与正常区域差别较大，酸溶液腐蚀速率不同而造成的。

图2 TA15钛合金棒材缺陷部分的宏观形貌Fig.2 Macro morphology of defect part of TA15 titanium alloy bar

图3为TA15钛合金棒材不同区域的金相照片。从图3可以看出，偏析部位的微观组织形貌为细小的α相等轴晶，而正常区域为常见的双态组织。这是因为TA15为近α型钛合金，经过多火次锻造变形形成双态组织，而缺陷区域由于合金元素偏析，在同样的工艺条件下组织转变为等轴晶。

图3 TA15钛合金棒材不同区域的金相照片Fig.3 Metallographs of different regions of TA15 titanium alloy： (a)rich-titanium segregation region；(b)normal region

图4和表1分别为TA15钛合金棒材不同区域的扫描电镜照片及能谱成分分析结果。从表1可以看出，偏析区域的合金元素含量相比正常区域明显降低。其中，偏析区域主元素Ti的质量分数达到98.17%，说明此处为富钛偏析，并且β稳定元素Mo、V含量极少，导致缺陷区域形成α相等轴组织，这与图3分析结果相一致。

图4 TA15钛合金棒材不同区域的SEM照片及能谱采集区域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

图5为TA15钛合金棒材不同区域的维氏硬度值分布曲线。从图5可以看出，正常区域的维氏硬度值在3.0～3.42 GPa之间，而偏析区域的维氏硬度值较低，在2.65～3.05 GPa之间。这是因为偏析区域为等轴α相，正常区域为双态组织，双态组织相比等轴α相具有更高的强度，其受到外力作用时会发生塑性变形，位错在等轴晶与片层组织间相互滑移，由于受到不同晶格结构以及片层之间抵挡，使得位错较难进行滑移，同样的载荷下，将会具有更小的变形量，表现为具有更高的硬度。

图5 TA15钛合金棒材不同区域的维氏硬度值分布曲线Fig.5 The vickers-hardness values distribution curves of TA15 titanium alloy bar in the different regions

2.2 富钛偏析形成原因分析

造成钛合金成分偏析的原因主要在于熔炼过程[2]。图6为TA15钛合金一次锭熔炼过程的电流-时间工艺曲线。从图6可以看出，起弧阶段电流由小到大，熔炼阶段电流稳定，热封顶(补缩)阶段电流逐渐降低。钛合金真空自耗熔炼以电弧为热源，其中电弧阳极区域温度最高，即金属液体表面的温度最高[6]。

图6 钛合金一次锭熔炼过程中的电流-时间曲线Fig.6 The current-time curve of first ingot melting process of titanium alloy

Kondrashov等人[7]在数值模拟过程中提出真空自耗炉中金属熔池表面温度计算公式如下：

T=TL+ΔT(J,Di)

(1)

式中，T为金属熔池表面温度，K；ΔT为超过金属液相线温度的值，K；TL为液相线温度，K;Di为电极直径，m；J为熔炼电流，kA。其中，ΔT(J,Di)表达式如下：

ΔT(J,Di)=400e-12Di/J

(2)

由(1)和(2)式可见，电流与熔池表面温度成正比，由于熔炼起始阶段的电流较小，相应熔池表面温度也较低，由海绵钛与中间合金制成的电极在熔炼过程中，中间合金熔点低，将优先熔化，同时起弧阶段电极端头温度较低,不足以完全熔化海绵钛颗粒，从而使得海绵钛颗粒坠入到熔池中，且较大的海绵钛颗粒不会在熔池中完全熔化[8]，存在于铸锭底部。继续熔炼时，这些未被熔化的海绵钛颗粒将被上层熔化并冷却的合金液体覆盖，整个过程如图7所示。图8为TA15钛合金一次锭底部的未熔化海绵钛块照片。

图9为钛合金棒材中富钛偏析的形成示意图。在二次锭熔炼过程中，需要将2根一次锭进行炉内

图7 钛合金一次锭熔炼过程中未熔化海绵钛产生 过程示意图Fig.7 The schematic diagram of unmelted titanium sponge during first ingot melting process

图8 TA15钛合金一次锭底部未熔化海绵钛照片Fig.8 Photo of the unmelted titanium sponge at the bottom of TA15 titanium alloy ingot

图9 富钛偏析与铸锭炉内焊接位置示意图Fig.9 The scematic diagram of relationship between rich-titanium segregation and ingots welding positional in the chamber

焊接，其中一个一次锭底部将位于中间部位，未熔化的海绵钛颗粒将存在于焊接部位，在二次、三次熔炼过程中也不能将其完全溶解，这是因为即使熔化了，其附近的合金成分分布也将遗传上一次熔炼后的结果，并不能使得合金均匀。这与能谱分析结果相一致，富钛偏析区域合金元素含量相比正常区域较少。

3 结论及改进措施

(1)TA15钛合金棒材中富钛偏析区域显微组织为细小的等轴晶，与基体的双态组织具有明显的区别；其合金元素含量明显小于基体，其中偏析区域Ti含量达到97.8%；偏析区域的维氏硬度也小于正常区域。

(2)由于起弧阶段温度较低，一次锭底部未完全熔化海绵钛颗粒将会形成富钛偏析，经过二次、三次熔炼，锻坯及轧制等过程，仍残留在成品棒材中。

(3)通过对钛合金中富钛偏析的形成过程分析，对现有生产工艺提出2点改进措施：一是通过工艺规划减少或去除铸锭炉内焊接；二是对需要炉内焊接的钛合金半成品锭底进行车削加工。车削时不仅要去除未熔化的海绵钛颗粒，而且要在此基础上继续车削3～5 mm。