TC11鈦合金的名義成分為Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si，相當于俄羅斯BT9 合金是一種α-β 型熱強鈦合金[1]。在生產TC11合金棒材和零件的過程中發現了一些冶金質量問題。如金屬夾雜、非金屬夾雜和化學成分偏析等，特別是在對TC11鈦合金螺絲進行高、低倍組織檢驗時發現各類偏析和顯微組織不合格。本文對TC11鈦合金零件（鈦合金螺絲）生產過程中發現的暗條的特征及形成原因進行了深入分析。為后續生產提供了工藝控制措施。

1、缺陷的分析

（1）低倍組織分析。經3 次AVR（真空自耗熔煉）的TC11 鈦合金鑄錠經多火次鍛造成形后，在使用棒材進行鍛造后，零件檢測時發現低倍組織中出現肉眼可見的不連續暗條。

（2）微觀組織分析。對零件低倍暗條處進行顯微觀察，發現黑色條帶區高倍組織均存在初生α 相含量偏少的現象，同時初生α 相形貌呈現針狀。見圖1。

（3）顯微硬度分析。在對零件缺陷處及基體進行顯微硬度測試，條帶區和基體區的顯微硬度未見明顯差異，見表1。

（4）能譜分析。采用JSM-6460 掃描電鏡對零件缺陷處及基體進行拍照并進行能譜分析，檢查不同形貌組織中微觀成分分布情況。結果見圖2。

能譜分析發現，組織異常處，Al 元素有偏低趨勢（標準要求5.8%~7.0%），Mo 元素有偏高趨勢（標準要求2.8%~3.8%），Zr 元素較組織正常區偏低。

（5）熱處理分析。為確定零件鍛造是夠對組織產生影響，對同爐號生產的零件用棒材試樣進行低倍檢查，并對同一棒材試樣進行978℃ /1h，WQ（零件鍛造加熱溫度Tβ-30℃），再次低倍檢查。見圖3。

圖3 可見，TC11 棒材R 態時顯微組織為雙態組織，缺陷區域具有以下幾個特征：① TC11零件（鈦合金螺絲）缺陷處低倍存在不同輕重程度的暗線； ② TC11零件缺陷處高倍組織表現為初生α 相含量不同程度的減少；③缺陷處顯微硬度與基體區無明顯差異；④缺陷處存在貧鋁高鉬的偏析趨勢。⑤貧鋁高鉬的輕微波動在R 態棒材組織的影響未表現出來，但可在相變點溫度下30℃左右受熱時顯現。在零件模鍛過程中由于鍛件溫升導致缺陷區溫度接近或超過相變點，從而導致初生α 相偏少或消失。

2 、缺陷的成因

TC11鈦合金葉片表面上發現的暗條或暗點大多為富鉬相穩定化元素的成分偏析形成。同時對葉片的橫截面進行組織檢驗時也會發現暗條，大部分的暗條為葉片鍛造過程因局部劇烈變形而形成的，稱為鍛造應變線，且暗條位置大多相同。

但從缺陷分析來看，基本可判定成因為冶金類缺陷。缺陷處出現了貧鋁高鉬的現象，鑄錠的配料中AlMo 中間合金和鑄錠的熔煉兩個環節是重點關注對象。

（1）配料中間合金分析。鈦合金中加入的中間合金原則是：①熔點低于純鈦（1668℃）；②若熔點接近純鈦，粒度要小，以有效增加材料的比表面積，提高中間合金在VAR 熔煉過程中的溶解速率。由于鉬元素在熔煉時存在易于偏析的傾向，為了降低風險，鋁鉬合金的粒度有著嚴格的要求，粒度≤ 0.8mm。見圖4。

（2）熔煉過程分析。TC11 鑄錠的熔煉為3 次VAR 熔煉，成品錠錠型為Φ720mm。整個熔煉生產過程的熔煉電流較平穩，未發生異常波動現象。鑄錠冒口深度100mm。

（3）綜合成因分析。在熔池中電磁力攪拌作用下（電磁力攪拌條件下熔池中熔體流動情況見圖5），被鈦液裹挾流向熔池心部。若鋁鉬中間合金中存在0.8mm 以上的大顆粒未完全熔化的鋁鉬顆粒在熔池底部深過冷區，做為異質形核點，被快速凝固的固相包裹，形成“夾生料”。

從圖6 的TiMo 二元相圖可以看出，高Mo 含量的鈦液熔點更高，這意味著富Mo 熔體區域會比其它區域優先形核，從而在鑄錠徑向心部形成富Mo 偏析區。

3、 結論

① AlMo 合金粒度過大，導致在鑄錠的一次熔煉過程中未能充分溶解，且富集在鑄錠的心部。隨后的二次、三次VAR 熔煉中，AlMo 雖會充分合金化，但在電磁力攪拌條件下鑄錠心部熔體是流動最不充分的區域，該區域的不充分攪拌抵消了擴散引起溶質遷移，造成成分的微區波動。②零件缺陷處存在：低倍存在不同輕重程度的暗線；高倍組織表現為初生α 相含量不同程度的減少；顯微硬度與基體區無明顯差異；貧鋁高鉬的偏析趨勢四個特征。

參考文獻

[1] 鄒武裝等. 鈦手冊[M]. 北京：化學工業出版社，2012.8 ：358-359.

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