鈦及鈦合金具有十分優異的力學性能，同時具備無磁性、記憶性以及密度小的眾多特性，導致在航天航空、海洋工程、石油工程、生物醫療等領域均有十分廣泛的使用[1-2]。目前，鈦及鈦合金的產品有棒材、環材、絲材以及板材等，其中鈦及鈦合金板材的使用在近年來越來越廣，特別是在航天航空領域，鈦合金板材的使用量一直處于快速發展中[3-4]。
目前關于純鈦鈦板的研究較多，其中王亞光等[5] 研究了 TA1 純鈦鈦板拉伸斷裂過程，研究表明：鈦板組織由 α 相及晶間 β 相組成，并存在一定數量的混晶，其晶粒取向隨機分布，隨著拉伸的進行，組織中孿晶數量增加，α 晶粒尺寸降低，應力值增加，最后應力值趨于穩定。黃海峰等[6] 對工業純鈦 TA1 板冷變形過程分析及回彈進行了研究，結果表明：沖壓速率、圓角半徑、模具間隙以及摩擦因數均會對 TA1 板的塑性成形工藝造成影響，板材在變形過程中，其回彈值會隨著圓角半徑的增加而變大，摩擦因數會隨著模具間隙的變化出現一定呈波動。吳昊等[7] 研究了純鈦板材軋制過程中的孿生變形行為，結果表明：孿生是鈦材十分重要的變形機制，各類孿晶會使板材的微觀組織以及織構發生變化，同時會對力學性能產生影響。
可以發現，雖然目前對純鈦鈦板進行了較多的研究，但均以理論研究為主，鮮有研究對實際工程生產所遇到的工程性問題進行研究，而鈦板表面存在缺陷問題是工程產生中十分常見的現象，其會嚴重影響鈦板的成材率。本文對實際生產中所出現的純鈦鈦板表面缺陷進行分析，分析其產生的原因，為純鈦鈦板的工程生產做出相應參考。
1 、試驗材料及方法
選取經退火處理后且表面存在缺陷的冷軋鈦板作為研究材料，退火制度為 650 °C 加熱 2 h，隨后進行室溫冷卻，其制造過程為：選取小顆粒海綿鈦做原料，經真空自耗熔煉爐熔煉 2 次制成鑄錠，隨后通過鍛造加工制成板坯，再熱卷軋制、酸洗、冷卷軋制、退火、探傷的等工序制成冷軋鈦板。隨后使用水刀以及線切割進行取樣并進行研究分析，分別觀察板材缺陷形貌并進行成分測定以及硬度測試。首先對試樣正常位置以及缺陷位置進行鑲嵌處理，依次使用 200#、800#、2000#的水磨砂紙進行粗磨，隨后對試樣進行機械拋光處理，拋光至試樣表面無明顯劃痕并出現亮面，最后進行侵蝕處理，腐蝕劑由氫氟酸和去離子水組成，兩者體積比為 1:20，侵蝕完成后使用去離子水進行清洗并吹干。
使用型號為 LEICA 的金相顯微鏡觀察鈦板不同位置的低倍微觀組織形貌；使用 Nava 型掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM）觀察缺陷內部的高倍微觀組織形貌；通過 SEM 自帶的探頭對鈦板缺陷位置的元素種類與含量進行能譜分析（energy dispersive spectrometer，EDS）；為進一步深入研究板材的微觀織構與晶體學特征，對板材正常位置以及缺陷位置進行背向散射電子衍射技術（electron back scatter diffraction，EBSD）分析，電鏡裝配 Oxford EBSD 探 頭 ， 設 置 操 作 電 壓 為 20 Kv，EBSD 測試結果使用 Channel 5 軟件進行分析，試樣取樣位置為鈦板的軋制方向（定義為 RD 方向）。使用 Hanemann 維氏硬度計測試板材缺陷與正常位置的顯微硬度，設置測試條件為 HV 1（加載力為 9.8 N，保載時間為 15 s） 。表 1 為鈦板正常位置的具體化學成分。
2 、試驗結果與分析
2.1 缺陷分析
分別對鈦板正常與缺陷位置進行微觀形貌觀察，其具體形貌如圖 1 所示。
其中圖 1（a）為冷軋鈦板缺陷宏觀形貌，圖 1（b） 為正常位置的低倍形貌，圖 1（c）與圖 1（d）分別為缺陷位置的低倍以及高倍形貌。由圖 1（b）可知，正常位置的組織主要是以等軸 α 相為主，同時存在十分少量晶間 β 相，發現正常位置組織為完全再結晶晶粒且組織完整，存在少量混晶沒見明顯缺陷存在于組織中。由圖 1（c）可知，缺陷隨機分布去基體中，缺陷的體積與形貌各有所異，部分缺陷位于 α 晶粒內部，也有部分缺陷橫穿α 晶粒，這說明板材缺陷隨機分布，無明顯規律存在。由圖 1（d）的高倍微觀形貌可知，除缺陷位置以外，正常部位表面正常，無細小微裂紋以及氧化現象存在，在缺陷內部有細小的雜質分布其中。為進一步對缺陷進行分析，對圖 1（d）進行能譜以及缺陷內部面分布掃描進行分析，具體掃描位置如圖 2 所示，測試結果如表 2、圖 3 所示。由表 2、圖 3 可知，有多種不同類型的氧化物及夾雜物存在于缺陷中。其中主要包含的元素有 O、Si、Al、Fe、Mg 等。在整個鈦冶金過程中，Fe 元素的來源主要有下幾點：（1）在還原與蒸餾的生產中，當器壁出現超溫或局部超溫時，鐵質器壁部分位置會被液態Mg 溶解，這就導致了液態 Mg 中存在少量 Fe 元素，進入海綿鈦生產過程中后，一定量的 Fe 元素會滲透到 Ti 中，使得海綿鈦包含的 Fe 含量偏高，故導致在板材的生產中出現了較高的 Fe 元素[8-9]。（2）在海綿鈦加工破碎等過程中，也可能會有少量的鐵屑雜物進入海綿鈦中，導致 Fe 元素增加。（3）需要結合鈦板冶煉工藝整個過程進行分析，TiCl4 與液態Mg 在反應過程中，當反應溫度過高時，會產生較多的反應熱釋放，致使海綿鈦容易發生過燒，進而使得一定量的 Mg-O 氧化物附著在海綿鈦中[10]。關于O 元素，首先是在鎂還原過程中，鎂錠表面形成氧化膜。其次是冶金過程中，設備氣密性不足，導致空氣與原料進行接觸。而 C、Si、Al 等除 TiCl4 溶液和還原劑 Mg 中夾雜外，在后續的加工生產過程中，在粘附的塵土、污染物、機械夾雜等過程中均會被帶入。
2.2 組織表征
圖 4 為鈦板正常與缺陷位置的晶粒取向分布圖。由圖 4 可知，正常與缺陷位置中的晶粒均是均勻分布且形貌以等軸狀為主，二者的晶粒組織干凈，未見明顯的孿晶組織的存在。在晶粒取向方面，其中不同取向的晶粒使用不同顏色標定，紅色晶粒表示該晶粒的<0001>方向與 RD 平行，綠色晶粒表示該晶粒的<10-10>方向與 RD 方向平行，而藍色晶粒則表示該晶粒的<11-20>方向與 RD 方向平行。
發現缺陷位置組織中的晶粒取向以<10-10>方向為主，且含有少量<2-1-10>方向的晶粒，正常位置組織中的晶粒取向分布十分均勻，無明顯的取向集中存在，且部分晶粒為中間過渡色，大部分晶粒的 c 軸都沿著鈦板 RD 方向，故可以發現，雜質元素會使純鈦中的晶粒取向產生一定變化。
圖 5 為鈦板正常與缺陷位置的再晶界圖，其中藍色表示再結晶晶粒、紅色晶粒表示變形晶粒、黃色晶粒表示回復晶粒。由圖 5（a）可知，正常位置的組織中主要是由再結晶晶粒構成，僅存在十分少量的 回 復 晶 粒 ， 幾 乎 不 存 在 任 何 的 變 形 晶 粒 。 從圖 5（b）中發現，其組織同樣是以再結晶晶粒為主，但組織中的回復晶粒明顯增加，且存有少量的變形晶粒。鈦板經軋制以及退火處理后，鈦板組織中晶粒會經歷變形、回復以及再結晶 3 個過程，再結晶是細化組織的最主要方法之一[11-12]。由圖 5 可以發現，經退火處理后的鈦板再結晶情況十分良好。而缺陷位置的回復晶粒較正常位置要多，這是由于缺陷位置存在一定的雜質元素，會影響在軋制過程中組織的均勻性，導致部分晶粒變形不充分，從而降低該位置空位、位錯等結構缺陷密度，經退火處理后，該位置少量晶粒仍停留在回復階段，未發生再結晶。
2.3 維氏硬度分析
由圖 1 可知，發現正常位置的金相組織與缺陷位置附近金相組織差異化較小，兩個位置的金相組織均是由等軸 α 晶粒組成，缺陷位置組織未見氧化層出現，排除組織形貌不同對維氏硬度產生影響。隨后分別對缺陷位置以及正常位置進行維氏硬度測試，測試具體位置圖 6（a）所示，測得維氏硬度的具體數值如圖 6（b）所示。由圖 6（b）可知，缺陷位置的維氏硬度平均值為 130.1 HV，正常位置的維氏硬度平均值為 104.7 HV。可以發現，缺陷部位硬度值要略高于正常位置，平均值相差 25.4 HV。
造成不同位置維氏硬度出現差異的主要因素是不同位置 O、Fe、N、C 等元素含量不同，經分析缺陷位置附近的 O、Fe 以及 C 元素含量略高所致，由于 O 元素的增加會起到固溶強化的效果，導致在測試過程中維氏硬度增高。Fe 元素在組織會發生置換反應，導致部分的 Ti 元素被置換，增加組織中的晶格畸變，故該部分組織維氏硬度增高。過多 C 元素會使組織中出現 TiC，由于 TiC 本身的硬度較高，故增加組織維氏硬度[13]。為進一步驗證上述分析，對缺陷位置（圖 2 位置 A）進行放大至 1 w 倍進行觀察，并測試析出相成分，具體相貌及成分如圖 7 與表 3 所示。由測試結果可知，內部彌散分布的細小析出相主要為 TiC 及微量的（Fe、Ti）C，進一步驗證了缺陷位置維氏硬度較高的分析。
3、 結 論
（1）在缺陷內部分布著有多種不同類型的氧化物以及夾雜物存在于缺陷中。其中主要包含的元素有 O、Si、Al、Fe、Mg 等元素，主要是在冶金與加工過程被帶入所致。
（2）缺陷位置與正常位置金相組織一致，無明顯氧化層出現，正常位置組織中的晶粒取向分布十分均勻，無明顯的取向集中存在，且部分晶粒為中間過渡色，大部分晶粒的 c 軸都沿著鈦板 RD 方向，缺陷位置組織中的晶粒取向以<0001>方向為主，并發現雜質元素會影響組織中回復與再結晶過程。
（3）測得缺陷位置平均維氏硬度為 130.1，正常位置平均維氏硬度為 104.7，缺陷位置平均維氏硬度較正常位置高 25.4，缺陷位置內部彌散分布的細小析出相主要為 TiC 及微量的（Fe、Ti）C。
參考文獻：
[1]李峰麗, 張明玉, 于成泉, 等. 包覆疊軋 TC4 鈦合金薄板 的 組 織 與 力 學 性 能 [J]. 鍛 壓 技 術 , 2023, 48(4):138?145.
[2]王柄皓, 楊成亮, 呂玉廷, 等. 醫用多孔鈦合金表面改性技術研究進展 [J]. 有色金屬材料與工程, 2023, 44(6):10?17,51.
[3]ZHAO K X, ZHOU X, HU T T, et al. Microstructure characterization and tensile properties of Ti-15Mo alloy formed by directed energy deposition[J]. Materials Science and Engineering:A, 2022, 858: 144103.
[4]HOU N, ZHANG Y X, WANG M H, et al. Discrete characteristic and edge effect during subsurface microhardness measurement of Ti-6Al-4V alloy[J].Materials Research Express, 2022, 9(11): 116503.
[5]王亞光, 張明玉, 趙富強, 等. TA1 純鈦鈦板拉伸斷裂過程分析 [J]. 四川冶金, 2022, 44(6): 35?39.
[6]黃海峰, 劉晉, 吳志, 等. 工業純鈦 TA1 板冷變形過程分析及回彈研究 [J]. 熱加工工藝, 2020, 49(9): 81?84.
[7]吳昊, 柴林江, 夏吉鶯, 等. 純鈦板材軋制過程中的孿生變形行為 [J]. 重慶理工大學學報 (自然科學), 2019,33(12): 74?81.
[8]夏傳波, 張文娟, 姜云, 等. 鈦鐵礦石中鐵的化學物相分析 [J]. 冶金分析, 2023, 43(7): 60?68.
[9]陳杰. 海綿鈦生產中的還原蒸餾過程淺析 [J]. 世界有色金屬, 2020, (7): 175?176.
[10]劉娟, 雷霆, 周林, 等. 還原-蒸餾工藝對海綿鈦質量的影響 [J]. 濕法冶金, 2013, 32(3): 175?178.
[11]ZHOU Y C, XU X F, ZHAO Y, et al. Achieving recrystallization of prior β in Ti-6Al-4V alloy by electroshock[J]. Journal of Alloys and Compounds,2023, 968: 172330.
[12]WEI B B, TANG B, HUANG X Y, et al. Microstructure evolution and recrystallization of Ti-44.5Al-3.8Nb-1Mo-0.2B alloy with different initial microstructure during hot pack rolling[J]. Materials & Design, 2022, 223: 111138.
[13]JIANG B T, WANG L, YAN H, et al. Hydrogen-induced modification of the interface between matrix and ceramic phase of (TiB + TiC)/Ti-6Al-4V[J]. Composites Communications, 2023, 37: 101434.
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