1、概述

鈦合金產(chǎn)品的偏析現(xiàn)象可分為顯微偏析和宏觀偏析。顯微偏析是由枝/胞晶干心部與枝/胞晶間成分上的差異引起，包括晶內(nèi)偏析和晶界偏析［1］;宏觀偏析是固相無限互溶的合金在三維空間發(fā)生枝晶生長時，引起液體流動的動力所導(dǎo)致的，包括正偏析、負偏析和比重偏析。偏析可使鈦合金產(chǎn)品出現(xiàn)難熔金屬夾雜、間隙元素偏析及反常態(tài)的α相等組織缺陷情況，從而對其使用壽命和各項性能產(chǎn)生嚴重的影響，是造成鈦合金材料失效的主要原因之一。

TA19鈦合金是美國于20世紀60年代后期研發(fā)的一種高溫鈦合金，名義成分為Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.08Si，推薦使用溫度高達560℃，適用于新型噴氣發(fā)動機，主要用途是燃氣渦輪發(fā)動機部件，如壓氣機盤、葉片、機匣等。其合金成分中除通常配入的Al元素外，還含有中性元素Sn和Zr，β穩(wěn)定元素Mo及彌散強化元素Si，該材料的合金化程度較高，因此，防止偏析缺陷、保證成分均勻性是TA19鈦合金產(chǎn)品制造過程中工藝質(zhì)量控制的重中之重。

冶煉過程工藝控制對鈦合金最終產(chǎn)品的成分均勻性起決定性作用，本文通過對比TA19鈦合金鑄錠不同部位成分含量，研究了成分分布的機理，分析了冶煉工藝對于成分分布的影響。

2、試驗方法

TA19鈦合金鑄錠采用真空自耗的方式進行冶煉制造，為滿足軍工產(chǎn)品的要求，通常采用三次VAＲ熔煉，本文試驗與現(xiàn)批量生產(chǎn)所采用的制造工藝路線一致。冶煉方法為:將海綿鈦和中間合金壓制成φ300mm的電極，焊接后冶煉兩支一次錠，再將兩支一次錠焊接后冶煉φ500mm的二次錠，最后調(diào)頭按3種不同的工藝參數(shù)完成φ700mm三次成品鑄錠的制造，冶煉工藝方案如表1所示。

本文試驗的取樣方法為:在成品錠的頭部(即熔煉時，鑄錠離結(jié)晶器底板最遠的位置)和尾部(即熔煉時，鑄錠離結(jié)晶器底板最近的位置)沿長度方向分別切取50mm厚的試樣片，并對切刀縫的位置進行橫截面13點取樣(如圖1所示，其中1#為鑄錠橫截面中心區(qū)域，2#、12#、22#、32#為鑄錠橫截面1/3半徑區(qū)域，3#、13#、23#、33#為鑄錠橫截面2/3半徑區(qū)域，4#、14#、24#、34#為鑄錠邊緣區(qū)域)，進行Al、Sn、Zr、Si、Mo等主量元素的分析。若發(fā)現(xiàn)存在偏析現(xiàn)象，則再次切取試樣片進行成分分析。

3、試驗結(jié)果

根據(jù)上述取樣方法，鑄錠頭部和尾部的50mm試樣片的成分分析結(jié)果如圖2所示，鑄錠頭部和尾部的Si、Mo、Sn元素分布相對均勻且含量在標準指標范圍之內(nèi)，而在鑄錠頭部橫截面的中心和1/3半徑區(qū)域存在Zr正偏析，Al負偏析的現(xiàn)象，且超出標準指標范圍。TA19合金化學(xué)成分指標見表2。

由于發(fā)現(xiàn)成分偏析，按照要求，在3種方案的鑄錠上沿長度方向距頭部100mm和150mm的位置再分別切取2片試樣，并在切刀縫處按圖1的方式檢測橫截面中心和1/3半徑區(qū)域的Zr和Al的質(zhì)量分數(shù)，取樣檢測位置如圖3所示。

圖4比較了距鑄錠頭部不同長度位置的Al和Zr元素質(zhì)量分數(shù)的分布情況，距離頭部區(qū)域越遠，Al含量逐漸升高，負偏析情況改善，且長度≥100mm后達到標準指標要求，在橫截面1/3半徑位置成分分布更為均勻;Zr元素的分布與Al呈相反的趨勢，距離頭部越遠，Zr含量逐漸降低，但鑄錠頭部切除150mm后仍存在部分區(qū)域的正偏析現(xiàn)象。從試驗結(jié)果可知，越靠近鑄錠頭部，Al和Zr元素的偏析程度越嚴重。

3個鑄錠采用了3種冶煉方案:方案1熔速最高，水冷流量最低，即凝固速率最低;方案2熔速最低，凝固速率與方案1一致;方案3熔速與方案1一致，水冷流量最高，即凝固速率最高。對比3種方案的Zr元素分布情況(如圖5所示)可以發(fā)現(xiàn)，冶煉工藝的不同將導(dǎo)致偏析程度的不同，具體表現(xiàn)為:在頭部切除150mm的金屬量后，方案1的橫截面中心至1/3半徑區(qū)域和方案3的橫截面中心區(qū)域仍存在偏析現(xiàn)象，但方案2已消除;在頭部切除100mm的金屬量后，方案1和方案2的橫截面中心至1/3半徑區(qū)域仍存在偏析現(xiàn)象，而方案3在1/3半徑區(qū)域的偏析已消除，僅橫截面中心存在缺陷。總結(jié)以上試驗結(jié)果可知，熔速越高，在鑄錠高度方向的偏析深度越大;凝固速率越低，在鑄錠圓周方向偏析范圍越大。

4、分析討論

根據(jù)熔化電流和電壓的變化，鈦合金熔煉可分為起弧、穩(wěn)弧和收弧3個階段。熔煉開始后首先進入起弧階段，此過程中電流和電壓逐漸增加，且熔池較淺，隨著熔液的增加，熔池不斷加深。同時，由于冷卻水的作用，金屬液在結(jié)晶器壁底部和邊部開始凝固，在靠近結(jié)晶器壁的附近形成表面細晶區(qū)，而內(nèi)側(cè)會逐漸向鑄錠心部生長出粗柱狀晶。

隨著熔煉的進行，電流和電壓將達到峰值并進入穩(wěn)弧階段，此時熔速最大，熔池穩(wěn)定。在此過程中，對于尺寸較大的鑄錠，因其高度的增加，熔池底部與結(jié)晶器底部板的距離越來越遠，冷卻作用越來越減弱，從而使得靠近鑄錠底部柱狀晶開始轉(zhuǎn)變成等軸晶，而在側(cè)面柱狀晶靠近鑄錠中心的末端，等軸晶開始形核并生長。

收弧階段的開始標志著熔化過程進入尾聲，電流和電壓將持續(xù)降低，熔池深度逐漸變淺且表面溫度下降。此階段等軸晶繼續(xù)在兩側(cè)柱狀晶的末端附近形核生長。同時由于此時熔池溫度較低，凝固過程等軸晶形核率升高，使得晶粒繼續(xù)保持較小尺寸［2］。當(dāng)鑄錠完全凝固后，熔池區(qū)域會在鑄錠頭部呈現(xiàn)倒三角狀，其中心部無法得到金屬液補充的區(qū)域形成縮孔，縮孔周圍為等軸晶。

至此鑄錠各區(qū)域晶粒組織變化已全部完成，因各階段的熔速和凝固狀態(tài)不同，鑄錠表面、中心及頭部區(qū)域形成了多種不同的組織形貌。

圖6為TA19鈦合金經(jīng)3次VAＲ熔煉完成的φ700mm鑄錠的縱向低倍組織。可以發(fā)現(xiàn)，鑄錠縱向組織由表面細晶、向鑄錠中心生長的柱狀晶及心部等軸晶3種典型形貌構(gòu)成，與上述熔煉過程分析相符。在各類組織中均無明顯的“β斑”和高密度夾雜等冶金缺陷，因此，可以判定本次試驗中發(fā)生的Zr和Al元素偏析不是由于中間合金未熔或異物熔入而造成的夾雜性成分缺陷，而是偏析類凝固缺陷［3］，因此可通過對元素特性的分析來研究偏析產(chǎn)生的機理和熔煉工藝參數(shù)對偏析程度的影響。

4.1元素偏析機理分析

TA19鈦合金鑄錠熔煉過程中的固溶體合金結(jié)晶為異分結(jié)晶，其特點是凝固過程中固相與液相的成分不同，且異分結(jié)晶溶質(zhì)原子會在兩相之間重新分配。采用分配系數(shù)K來表示溶質(zhì)原子的重新分配程度，其計算公式如式(1)所示:

K=w(元素)_β/w(元素)L(1)

式中:w(元素)_β和w(元素)L分別為元素在固相和液相中的質(zhì)量分數(shù)，當(dāng)w(元素)L＞w(元素)_β時，K＜1，表明該元素在液相的含量高于固相;反之，若K＞1，則說明元素在固相中的含量高于液相。|K－1|越大，則液相線和固相線之間的水平距離也越大，溶質(zhì)原子重新分配程度越強烈，偏析程度越高。

表3中列出了不同種鈦合金中合金元素的K值［4］。分析TA19鈦合金(即表中Ti-6242)的各合金元素分配系數(shù)可以發(fā)現(xiàn)，元素Al、Sn和Mo的|K－1|值較小，分別為0.02、0.08和0.09，表明這3種元素在該合金中偏析程度很低，其中Al元素的偏析情況與試驗結(jié)果不相符，這說明Al元素的負偏析不是由于溶質(zhì)原子重新分配引起的;而Zr元素的|K－1|值為0.28，是元素Al、Sn和Mo的3～14倍，因此偏析傾向更為明顯，與試驗結(jié)果相符。

在進入收弧階段后，位于鑄錠頭部的熔池區(qū)域?qū)⒀杆倌蹋沟靡合嘀性乇凰查g固定于該位置。而Zr元素的K值＜1，說明其富集于液相中，這是該元素在鑄錠頭部出現(xiàn)偏析的主要原因，且熔池區(qū)域越大，偏析范圍越大。

Al屬于易揮發(fā)元素，真空環(huán)境下熔體溫度越高，揮發(fā)速率越快。在TA19鈦合金鑄錠的熔煉過程中，頭部的熔池區(qū)域溫度最高，使得Al元素發(fā)生燒損現(xiàn)象從而導(dǎo)致負偏析的產(chǎn)生。

4.2熔煉工藝參數(shù)對熔池的影響

根據(jù)偏析機理，在熔煉末期，熔池形狀的不同導(dǎo)致了TA19鈦合金鑄錠的Zr元素偏析范圍的不同，而整個自耗過程是由工藝參數(shù)和外界環(huán)境控制的，因此可通過研究不同熔煉參數(shù)條件下的熔池變化，分析其對偏析程度的影響。

通過有限元的方法模擬TA19鈦合金鑄錠的VAＲ冶煉過程，具體參數(shù)如表4所示，有限元模型如圖7所示，其中熔速和水冷流量參數(shù)與試驗一致，真空度、熔化溫度和水溫恒定并設(shè)定為理想電磁攪拌狀態(tài)。

圖8為方案1的模擬結(jié)果，冶煉末期鑄錠頭部的熔池剖面呈現(xiàn)倒三角狀，這與鑄錠實物低倍形貌(如圖6所示)一致。將方案1與方案2的模擬結(jié)果(圖9)進行比較，方案2的熔池深度明顯縮小，根據(jù)前文的機理分析，方案2的偏析深度應(yīng)比方案1更淺，這與實物試驗結(jié)果相符。圖8(a)、圖9(a)和圖10(a)中不同的顏色表示不同區(qū)域的溫度;圖8(b)、圖9(b)和圖10(b)中紅色區(qū)域為液相區(qū)，灰色區(qū)域為固相區(qū)。

通過對模擬過程的研究，發(fā)現(xiàn)方案1與方案2的熔池深度不同的主要原因:隨著熔煉的進行，熔池底部與結(jié)晶器底板的距離越來越遠，使得水冷效果越來越差，凝固速率降低，而熔速提高，熔池底部聚集的金屬液越來越多，從而導(dǎo)致冶煉末期的熔池深度增加。

方案3的模擬條件設(shè)定為熔速與方案1一致，但水冷流量大大增加，從而提高水冷效率，模擬結(jié)果如圖10所示。比較圖10與圖8可以發(fā)現(xiàn)，冶煉末期熔池的剖面寬度有了明顯的減小，這是因為在整個熔煉過程中結(jié)晶器的側(cè)壁始終對金屬液起著冷卻作用，水冷效果越好，則熔池側(cè)面的金屬液凝固效率越高，熔池寬度越小。根據(jù)方案3的實物試驗結(jié)果，其在鑄錠圓周方向的偏析范圍比方案1更小，因此模擬結(jié)果與試驗結(jié)果相符。

綜上分析，熔速與水冷流量對熔池形狀有較大的影響，可通過對工藝參數(shù)的控制有效改善元素偏析的程度，其規(guī)律為:熔速越低，在鑄錠高度方向的熔池深度越淺;水冷流量越大，凝固速率越高，在鑄錠圓周方向的熔池范圍越窄。

5、結(jié)論

(1)Zr元素在鑄錠頭部發(fā)生正偏析的主要原因是溶質(zhì)原子重新分配程度強烈且富集于液相中，在冶煉末期，位于鑄錠頭部的熔池區(qū)域迅速凝固，使得液相中的Zr元素被瞬間固定于該位置。而Al元素在鑄錠頭部出現(xiàn)負偏析則是因為其屬于易揮發(fā)元素，熔煉過程中，鑄錠頭部的熔池區(qū)域的溫度最高，燒損情況最嚴重。

(2)熔煉工藝參數(shù)對熔煉過程中的熔池形狀起著至關(guān)重要的作用，而熔池形狀影響著鑄錠的偏析程度。對比分析試驗結(jié)果和有限元的模擬結(jié)果可知，熔速越低，熔池深度越淺，偏析深度越淺;水冷流量越大，熔池范圍越窄，偏析范圍越窄。

(3)通過觀察鑄錠的縱低倍組織可以發(fā)現(xiàn)，元素Zr和Al的偏析行為并非高密度夾雜和“β斑”現(xiàn)象，因此可通過對鑄錠頭部進行成分分析定位并切除，以消除偏析缺陷。而優(yōu)化熔速和水冷流量的工藝控制，則可有效減少切除金屬量，提高成材率。

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