钛合金因其优异的综合力学性能, 在航空航天、兵器装备、海洋工程、石油化工和医疗健康等领域的应用日益广泛。锻造是获得各种性能优异的钛合金产品的主要手段。随着对钛合金材料的使用要求不断提高, 其高合金化、变形抗力大、锻造窗口窄和锻透性差等特性对锻造工艺及变形过程控制均提出了更高的要求。对于难变形钛合金, 生产过程中易产生多种锻造缺陷, 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。鉴于此， 对公司曾经发生的难变形钛合金锻造缺陷实例及相应的锻造工艺过程控制和优化改进等展开分析讨论和实践验证, 以不断提升公司难变形钛合金的锻造水平和产品质量, 并为行业存在的难变形钛合金锻造缺陷解决及预防提供一定的参考和帮助。
1锻造缺陷描述 1. 1 开裂缺陷 开裂是钛合金锻造中比较常见的一种缺陷, 开裂形式多样, 危害严重。航空发动机用Ti3Al 和Ti2AlNb等金属间化合物以及IMI834、T9S和高氧TC4等难变形钛合金牌号, 在锻造过程中极易发生开裂且裂纹较难清除, 部分塑性差的合金还存在边打磨边开裂的现象, 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 ℃打扁方拔长时侧面发生多处横向开裂, 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) 接近0. 20%) 在2000t 快锻机开坯、锻造至Φ100 mm 后转5t 电液锤多火次打四方、倒棱拔长并滚圆成形至Φ65 mm棒材, 在锯切面发现严重内裂, 裂纹较宽较深, 呈不规则“十” 字形, 具体形貌见图1b。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,锻态低倍检查发现四周晶粒细小, 为模糊晶, 心部晶粒粗大, 呈半清晰晶, 粗细晶粒区存在明显界限,见图2a。某航空用Ti6246 钛合金Φ150 mm 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Φ1.2(-10~-6)dB, 心部晶粒异常粗大, 且按照传统打四方、倒八方拔长方式增加火次, 心部粗晶不仅难以消除, 反而越来越严重, 见图2b。1. 3 细晶亮带 为得到均匀细化的等轴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℃, 进行镦粗、打扁方锻造工艺, 发现晶粒逐渐细化, 除局部点状偏析夹杂外, 并无异常。但锻造成形前, 低倍检查发现异常, 升温到930℃多火次返修, 心部异常仍存在。由图3a 可看出: 边部晶粒正常, 呈半清晰晶、大小均匀性尚可; 而心部异常, 存在明显亮带区域, 且范围较大、界限清晰。将边部正常和心部异常部位, 即图3a 中方框标识A 和B 处取试样进行显微组织检查, 边部晶粒尺寸约50~50 μm,均匀性略差, 但弯曲状β 晶界清晰可辨; 心部晶粒细小, 未见晶界存在, 见图3b 和图3c。后期返修结果证实, 该细晶亮带比较顽固, 较难返修成功。1. 4 变形流线明显 某亚稳β 钛合金棒坯, 在2000t 快锻机完成单相区3 火次镦拔锻造(打四方、倒棱拔长), 进行低倍监控时发现存在清晰的变形流线, 详见图4。由图4 可以看出, 该钛合金坯料四面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明显。1. 5 阴阳面 某四方钛合金坯料锻造过程中, 长度方向上走料不均匀, 一面走料快, 相对一面走料慢。锻造结束后, 坯料长度方向不一致, 侧面呈梯形, 长度差可达总长度的10%~20%, 详见图5。发现阴阳面后, 将坯料立起镦粗约20%并拔长修整, 可以一定程度上减轻长度差异, 但效果并不理想, 坯料阴阳面不能完全消除。如果最后一火成形发生该类缺陷,有可能因为较短一面长度不够而导致产品报废。2锻造缺陷产生原因分析 2. 1 开裂原因分析 1. 1 节所述Ti3Al 和Ti2AlNb 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, 高合金化使得材料的塑性差。此外, 锻造过程中坯料表面温降及氧化也是导致其严重脆性开裂的主要原因, 裂纹较深且较难清除, 存在遗传性特点, 多火次连续开裂。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,合金成分中Al 含量高达8. 1% (质量分数), 先天性易开裂, 锻造过程中表面氧化和温降等原因致其开裂加重。某高氧TC4 棒材内裂的主要原因为: O含量高, 接近0. 20% (质量分数); 坯料截面尺寸在100 mm 以下, 5 t 电液锤打四方、倒棱拔长, 倒棱、掉头不及时, 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产生内裂。2. 2 心部粗晶原因分析 1. 2 节所述某α+β 钛合金的β 转变温度Tβ 为880~890 ℃, 过程坯料尺寸在Φ400 mm 以上。通过对其生产过程进行追溯, 分析其心部粗晶的产生原因, 其在1150 ℃ 开坯锻造, 单相区第3 火(Tβ +80 ℃) 加热锻造后直接转两相区(Tβ -40 ℃) 加热改锻。一是经单相区3 火次锻造, 晶粒仍比较粗大; 二是快锻机压力为2000 t, 坯料规格较大, 转两相区加热温度骤降, 变形抗力增加, 四方、八方拔长仅表面变形, 变形力难以传递到坯料心部, 心部粗大晶粒破碎不充分而被遗留下来。Ti6246 高温钛合金(名义成分为Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo) 的需求多为Φ100 ~ Φ210 mm 大规格棒材, 心部粗晶产生原因为: (1) 该合金的变形抗力大、锻透性差;(2) 两相区锻造, 心部为剧烈变形区, 且热导率低、散热慢, 易温升过热; (3) 单纯增加常规锻造火次, 变形不均匀程度累加, 心部晶粒越来越粗。2. 3 细晶亮带原因分析 对1. 3 节所述的钛合金β 锻造过程进行追溯,发现该厚度为220 mm 的合金坯料的β 转变温度Tβ仅为827 ℃, 在800 ℃ 预热110min (加热系数按0. 5 min·mm -1 计算) 后升温至850~930 ℃ 保温45~65 min (加热系数按0. 2 ~ 0. 3 min·mm -1 计算), 加热温度偏低, 但坯料已充分热透 。结合该合金坯料的锻造过程控制和宏观、显微组织检测结果, 缺陷产生的主要原因为: 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 合金表面降温快, 尤其是第2 次拔长时, 料温已明显偏低, 坯料表面的变形抗力增大, 流动性差,晶粒破碎不充分; β 区锻造时, 心部散热慢, 料温高, 抗力小, 变形相对剧烈, 晶粒破碎比较充分。多火次变形差异累积, 最终导致心部晶粒较边部细小, 反映在宏观组织上即呈现亮带区域。2. 4 变形流线明显原因分析 1. 4 节所述某β 钛合金的名义成分为Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr, 其β 转变温度Tβ 仅为730℃, 通过分析, 发生变形流线明显缺陷的主要原因为: (1)加热温度850℃偏低, 恰逢冬季厂房温度低, 坯料表面降温快, 变形抗力大, 流动性小; (2) 打四方、倒棱拔长方式单一; (3) 合金化程度高, β 稳定元素Mo 的熔点高, 存在一定程度上的宏观偏析。微观上是由于经过大量变形, 金属发生云纹状流动,而未再结晶的反常粗大的β 晶粒获得了空间弯曲和相互交织的纤维形状并最终导致缺陷产生 。2. 5 阴阳面原因分析 1. 5 节所述某钛合金坯料出现阴阳面缺陷的主要原因为: 料温不均匀, 测温仪现场监测发现料温较高一面比其他面高出50~100℃, 冬季厂房温度低, 此现象尤为严重。现场观察料温不均匀主要是坯料出炉慢导致的, 即炉门被提起的一瞬间, 炉膛温度开始降低, 坯料四周暴露在空气中开始降温,但接触炉底耐火砖部位降温慢, 一旦夹料不顺利,起料超过10s, 坯料便会产生温差; 其次, 多次出炉, 炉膛的整体温度偏低, 尤其靠近炉门处坯料表面温降最严重, 但与炉底接触部位的温降少, 温差越来越大; 最后, 锻造过程走料不均匀, 修整效果不明显, 最终导致坯料产生阴阳面缺陷。3锻造缺陷预防措施3. 1 开裂预防
针对1. 1 节所述Ti3Al、Ti2AlNb 和T9S 等塑性差、易开裂的材料, 可采取以下措施预防锻造开裂:(1) 加热过程中在坯料表面喷涂适宜的防氧化剂涂料, 减少加热表面氧化; (2) 确保工装预热至规定温度(350~400 ℃, 较其他常规钛合金锻造工装预热温度高100 ℃左右), 推荐采取包棉锻造, 锻造过程及时添加保温棉, 减少表面热量损失, 确保锻造终锻温度; (3) 开坯及前3 火次加热温度尽量高(1100~1200 ℃), 设备吨位及变形力足够大, 提升锻造操作水平, 利用温升抵消温降 ; (4) 打磨开裂格外注意, 可采取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, 禁止出现局部过热导致冷却后裂纹处因应力原因继续开裂, 必要时, 待坯料冷却至室温后进行着色检查。最后, 对此类合金进行锻造时, 推荐采用连续锻造(确保坯料温度始终保持在约200 ℃), 因为根据现场经验,坯料如果完全冷却后再装炉加热锻造, 其开裂程度会比连续锻造严重。难变形钛合金包棉锻造过程及锻造开裂情况见图6, 由图6a 可以看出, 包棉锻造过程料温损失小, 表面开裂少。包棉锻造结束后,坯料表面开裂明显减少, 见图6b。 对于1. 1 节所述TC4 等小规格棒材(直径小于Φ90 mm), 首先打四方拔长锻造时, 棱角处冷却最快, 而锻造过程需多次翻转棒坯, 需及时倒棱, 以免产生尖锐角。此外, 锤上锻造时, 需不断调节锤击力, 开始阶段要轻打, 变形程度为5% ~8%, 随后再逐步加大变形量, 推荐采用多道次连续甩圆拔长的方式进行锻造。最后, 坯料需要掉头锻造部位存在温差, 容易导致内裂, 将坯料夹持部位包棉并及时掉头锻造。两相区的加热温度低(β 转变温度Tβ 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, 可以先锻造坯料长度的一半, 返炉加热后继续锻造另外一半。3. 2 心部晶粒粗大预防 针对1. 2 节所述某α+β 钛合金发现的问题, 该成分合金后续炉号生产过程中在原定单相区(加热温度在β 转变温度Tβ 以上) 3 火次锻造基础上, 降温50 ℃ ( 加热温度仍在β 转变温度Tβ 以上30℃), 增加一镦一拔, 设置该火次锻造非常重要,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Tβ 以下20~50℃) 锻造, 可有效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。此外, 也可以采取“高-低-高” 锻造工艺, 经两相区镦拔2~3 火次后再升温至单相区(Tβ +30 ℃), 坯料晶粒适当长大、均匀化后再转两相区继续锻造。最后, 打四方、倒八方拔长改为打六方、棱面交替变换拔长。通过以上调整, 组织改善效果明显。图7 为工艺改进后产品的宏观及显微组织, 由图7a 可以看出, 宏观组织均匀细化、呈模糊晶; 显微组织为等轴组织, 主要由等轴初生α 相和分布于基体的少量片状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3~5 μm, 大小均匀, 详见图7b~图7d。 针对1. 2 节所述Ti6246 钛合金心部粗晶, 且增加火次难以消除的问题, 需改变传统打四方、倒八方拔长方式, 采取两个面交替镦粗、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, 坯料可以锻造至厚度250 mm 左右,比打四方和倒八方锻造的截面尺寸330 mm 小很多,心部更容易锻透; 二是交替变形方式可以轮番转移金属强烈流动区, 控制合适的变形量, 获得均匀的低倍模糊晶和均匀、细小的球状α 组织, 并可预防心部粗晶、中心亮线等缺陷的产生。此外, 在坯料镦拨锻造结束后, 确定是否拨长锻造时, 对坯料进行超声探伤检测, 发现心部探伤结果较差, 如果需要分料, 可以沿纵向等分, 将心部粗晶外移至坯料表面, 直接变形细化, 以保证组织整体均匀性。 打扁方锻造需注意两点: (1) 打扁方时应合理控制送进量(≤100 mm 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)。实践证明, 打扁方锻造效果明显, 不仅锻造火次大大减少, 坯料组织不均匀性也得到明显改善。某Ti6246 钛合金坯料打扁方锻造过程示意图如图8 所示。3. 3 细晶亮带预防 钛合金锻造过程控制不当, 会导致心部细晶亮带, 可采取如下措施返修: 根据发现缺陷的火次加热温度及缺陷程度, 将坯料重新升温至Tβ 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。为确保返修过程受控, 可每1~2火进行高低倍监控, 直至心部异常消失, 坯料整体细化、均匀。此外, 某些情况下也可设计适当的β 热处理工艺, 通过热处理来消除细晶亮带并获得符合要求的组织。 在该类钛合金锻造过程中每隔2~3 火次进行宏观和显微组织监控, 可以发现, 出现细晶亮带缺陷的概率并不是很高, 但一旦发生细晶亮带缺陷, 升温至Tβ 以上加热返修锻造, 该类缺陷难以消除。预防该类缺陷的方法为: (1) 在Tβ 以上锻造时, 采取包棉、大吨位压机锻造等, 尽量减少坯料表面温降, 减少与心部料温差异; (2) 合理设计并尽量减少每火次锻造总变形量, 一镦一拔即可; (3) 保证终锻温度, 合理控制锻造速度, 增大料温低、变形流动性差的边部变形, 减少料温高、变形剧烈的心部变形, 确保边部和心部变形程度均匀, 降低变形不均匀的累积效应。3. 4 明显变形流线预防 针对1. 4 节所述高合金化β 钛合金(名义成分为Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr), 首先, 加强合金熔炼工艺控制, 确保铸锭化学成分均匀, 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,可适当采取包棉锻造, 减少坯料表面温降; 最后,将传统的拔长方式打四方、倒棱改为打四方、倒棱和打四方、棱变面交替进行。经过以上调整, 该成分合金后续炉号生产过程中再未发现此类缺陷。3. 5 阴阳面预防 对1. 5 节所述钛合金坯料阴阳面进行补救的措施为: (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) 发现阴阳面时, 及时将坯料立起, 镦粗修整, 并利用上锤砧走料快的特点, 增加较短一面朝上拔长次数。以上两项措施特别是第1 项可以有效减轻坯料阴阳面程度。而预防坯料阴阳面产生的最重要一点是提高坯料出炉速度, 尤其是冬季锻造时, 取料操作人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), 以减少坯料表面温差;其次, 连续出炉时, 在工艺规定加热时间范围内,适当延长保温时间, 确保靠近炉门坯料料温恢复后,再出炉锻造。4结论(1) 难变形钛合金的生产过程易产生开裂、心部粗晶、细晶亮带、明显变形流线和阴阳面等多种锻造缺陷, 危害严重, 需引起技术、生产、质量等相关人员高度重视。
(2) 难变形钛合金所述5 种锻造缺陷产生的主要原因分别总结如下: 材料本身合金化程度高、塑性差, 小规格棒材降温快、未及时倒棱、掉头锻造;单相区晶粒细化不够、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、变形不均匀; 坯料表面降温快、流动性差、拔长方式单一; 坯料出炉慢、表面温度不均。(3) 可采取以下措施预防难变形钛合金锻造缺陷: 塑性差、易开裂钛合金包棉连续锻造、提升操作水平, 小规格棒材内裂及时倒棱、多道次甩圆拔长、及时掉头; 对于心部粗晶, 增加单相区晶粒细化程度、棱面转换六方拔长, 锻造打扁方及打四方、倒八方交替进行; 对于细晶亮带, 可减少每火次镦拔次数、降低坯料内外温差、控制变形均匀; 对于明显变形流线, 棱面转换打四方拔长; 对于阴阳面,提高出炉速度、减少坯料表面温差等, 从而不断提升难变形钛合金的锻造能力和质量水平。
