鈦合金因其優(yōu)異的綜合力學(xué)性能,在航空航天、兵器裝備、海洋工程、石油化工和醫(yī)療健康等領(lǐng)域的應(yīng)用日益廣泛[1-5]。鍛造是獲得各種性能優(yōu)異的鈦合金產(chǎn)品的主要手段。隨著對(duì)鈦合金材料的使用要求不斷提高,其高合金化、變形抗力大、鍛造窗口窄和鍛透性差等特性對(duì)鍛造工藝及變形過程控制均提出了更高的要求。對(duì)于難變形鈦合金,生產(chǎn)過程中易產(chǎn)生多種鍛造缺陷,給生產(chǎn)效率、成材率和產(chǎn)品質(zhì)量等帶來較大影響,嚴(yán)重時(shí)可導(dǎo)致產(chǎn)品報(bào)廢[6]。鑒于此,對(duì)公司曾經(jīng)發(fā)生的難變形鈦合金鍛造缺陷實(shí)例及相應(yīng)的鍛造工藝過程控制和優(yōu)化改進(jìn)等展開分析討論和實(shí)踐驗(yàn)證,以不斷提升公司難變形鈦合金的鍛造水平和產(chǎn)品質(zhì)量,并為行業(yè)存在的難變形鈦合金鍛造缺陷解決及預(yù)防提供一定的參考和幫助。

1、鍛造缺陷描述

1.1　開裂缺陷

開裂是鈦合金鍛造中比較常見的一種缺陷,開裂形式多樣,危害嚴(yán)重。航空發(fā)動(dòng)機(jī)用Ti₃Al和Ti₂AlNb等金屬間化合物以及IMI834、T9S和高氧TC4等難變形鈦合金牌號(hào),在鍛造過程中極易發(fā)生開裂且裂紋較難清除,部分塑性差的合金還存在邊打磨邊開裂的現(xiàn)象,嚴(yán)重影響生產(chǎn)效率和產(chǎn)品質(zhì)量。

某民用3t級(jí)T9S鈦合金板坯第1火1150℃一鐓一拔后,在第2火1100℃打扁方拔長時(shí)側(cè)面發(fā)生多處橫向開裂,裂口較長較寬,見圖1a。某高氧含量TC4鈦合金(O含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))接近0.20%)在2000t快鍛機(jī)開坯、鍛造至Φ100mm后轉(zhuǎn)5t電液錘多火次打四方、倒棱拔長并滾圓成形至Φ65mm棒材,在鋸切面發(fā)現(xiàn)嚴(yán)重內(nèi)裂,裂紋較寬較深,呈不規(guī)則“十”字形,具體形貌見圖1b。

1.2　心部粗晶

某α+β鈦合金Φ300mm以上大規(guī)格棒材在2000t快鍛機(jī)經(jīng)多火次鐓拔、拔長和滾圓成形后,鍛態(tài)低倍檢查發(fā)現(xiàn)四周晶粒細(xì)小,為模糊晶,心部晶粒粗大,呈半清晰晶,粗細(xì)晶粒區(qū)存在明顯界限,見圖2a。某航空用Ti6246鈦合金Φ150mm棒材,其探傷要求按AA級(jí)驗(yàn)收,坯料經(jīng)多火次鐓拔改鍛、打扁方、銑削后超聲探傷監(jiān)控,心部雜波為Φ1.2(+5~+7)dB,邊部雜波為Φ1.2(-10~-6)dB,心部晶粒異常粗大,且按照傳統(tǒng)打四方、倒八方拔長方式增加火次,心部粗晶不僅難以消除,反而越來越嚴(yán)重,見圖2b。

1.3　細(xì)晶亮帶

為得到均勻細(xì)化的等軸β晶粒,某新型近β鈦合金試驗(yàn)料在2000t快鍛機(jī)完成單相區(qū)1120℃開坯,并逐火次以20~50℃降低至850℃,進(jìn)行鐓粗、打扁方鍛造工藝,發(fā)現(xiàn)晶粒逐漸細(xì)化,除局部點(diǎn)狀偏析夾雜外,并無異常。但鍛造成形前,低倍檢查發(fā)現(xiàn)異常,升溫到930℃多火次返修,心部異常仍存在。由圖3a可看出:邊部晶粒正常,呈半清晰晶、大小均勻性尚可;而心部異常,存在明顯亮帶區(qū)域,且范圍較大、界限清晰。將邊部正常和心部異常部位,即圖3a中方框標(biāo)識(shí)A和B處取試樣進(jìn)行顯微組織檢查,邊部晶粒尺寸約50~150μm,均勻性略差,但彎曲狀β晶界清晰可辨;心部晶粒細(xì)小,未見晶界存在,見圖3b和圖3c。后期返修結(jié)果證實(shí),該細(xì)晶亮帶比較頑固,較難返修成功。

1.4　變形流線明顯

某亞穩(wěn)β鈦合金棒坯,在2000t快鍛機(jī)完成單相區(qū)3火次鐓拔鍛造(打四方、倒棱拔長),進(jìn)行低倍監(jiān)控時(shí)發(fā)現(xiàn)存在清晰的變形流線,詳見圖4。

由圖4可以看出,該鈦合金坯料四面呈近似半圓弧形對(duì)稱壓入坯料內(nèi)部,宏觀低倍組織沿四方對(duì)角線呈清晰的不規(guī)則“十”字形,且“十”字形內(nèi)纖維狀花紋組織明顯。

1.5　陰陽面

某四方鈦合金坯料鍛造過程中,長度方向上走料不均勻,一面走料快,相對(duì)一面走料慢。鍛造結(jié)束后,坯料長度方向不一致,側(cè)面呈梯形,長度差可達(dá)總長度的10%~20%,詳見圖5。發(fā)現(xiàn)陰陽面后,將坯料立起鐓粗約20%并拔長修整,可以一定程度上減輕長度差異,但效果并不理想,坯料陰陽面不能完全消除。如果最后一火成形發(fā)生該類缺陷,有可能因?yàn)檩^短一面長度不夠而導(dǎo)致產(chǎn)品報(bào)廢。

2、鍛造缺陷產(chǎn)生原因分析

2.1　開裂原因分析

1.1節(jié)所述Ti3Al和Ti2AlNb等鈦合金牌號(hào)屬于難變形鈦金屬間化合物,含有質(zhì)量分?jǐn)?shù)為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,鍛造過程中坯料表面溫降及氧化也是導(dǎo)致其嚴(yán)重脆性開裂的主要原因,裂紋較深且較難清除,存在遺傳性特點(diǎn),多火次連續(xù)開裂[7]。圖1a為某T9S鈦合金爐號(hào),其化學(xué)成分配比為Ti-8.1Al-1.2V-0.25Fe-0.22Si-0.12O,合金成分中Al含量高達(dá)8.1%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)),先天性易開裂,鍛造過程中表面氧化和溫降等原因致其開裂加重。某高氧TC4棒材內(nèi)裂的主要原因?yàn)?O含量高,接近0.20%(質(zhì)量分?jǐn)?shù));坯料截面尺寸在100mm以下,5t電液錘打四方、倒棱拔長,倒棱、掉頭不及時(shí),棱角處降溫快,心部散熱不充分,導(dǎo)致最大剪切帶的十字花紋中產(chǎn)生內(nèi)裂。

2.2　心部粗晶原因分析

1.2節(jié)所述某α+β鈦合金的β轉(zhuǎn)變溫度Tβ為880~890℃,過程坯料尺寸在Φ400mm以上。通過對(duì)其生產(chǎn)過程進(jìn)行追溯,分析其心部粗晶的產(chǎn)生原因,其在1150℃開坯鍛造,單相區(qū)第3火(Tβ+80℃)加熱鍛造后直接轉(zhuǎn)兩相區(qū)(Tβ-40℃)加熱改鍛。一是經(jīng)單相區(qū)3火次鍛造,晶粒仍比較粗大;二是快鍛機(jī)壓力為2000t,坯料規(guī)格較大,轉(zhuǎn)兩相區(qū)加熱溫度驟降,變形抗力增加,四方、八方拔長僅表面變形,變形力難以傳遞到坯料心部,心部粗大晶粒破碎不充分而被遺留下來。Ti6246高溫鈦合金(名義成分為Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo)的需求多為Φ100~Φ210mm大規(guī)格棒材,心部粗晶產(chǎn)生原因?yàn)?(1)該合金的變形抗力大、鍛透性差;(2)兩相區(qū)鍛造,心部為劇烈變形區(qū),且熱導(dǎo)率低、散熱慢,易溫升過熱;(3)單純?cè)黾映Ｒ?guī)鍛造火次,變形不均勻程度累加,心部晶粒越來越粗。

2.3　細(xì)晶亮帶原因分析

對(duì)1.3節(jié)所述的鈦合金β鍛造過程進(jìn)行追溯,發(fā)現(xiàn)該厚度為220mm的合金坯料的β轉(zhuǎn)變溫度Tβ僅為827℃,在800℃預(yù)熱110min(加熱系數(shù)按0.5min·mm-1計(jì)算)后升溫至850~930℃保溫45~65min(加熱系數(shù)按0.2~0.3min·mm^-1計(jì)算),加熱溫度偏低,但坯料已充分熱透[8]。結(jié)合該合金坯料的鍛造過程控制和宏觀、顯微組織檢測(cè)結(jié)果,缺陷產(chǎn)生的主要原因?yàn)?工藝設(shè)計(jì)中每火次變形量偏大(至少兩拔一鐓甚至兩鐓兩拔);該近β合金表面降溫快,尤其是第2次拔長時(shí),料溫已明顯偏低,坯料表面的變形抗力增大,流動(dòng)性差,晶粒破碎不充分;β區(qū)鍛造時(shí),心部散熱慢,料溫高,抗力小,變形相對(duì)劇烈,晶粒破碎比較充分。多火次變形差異累積,最終導(dǎo)致心部晶粒較邊部細(xì)小,反映在宏觀組織上即呈現(xiàn)亮帶區(qū)域。

2.4　變形流線明顯原因分析

1.4節(jié)所述某β鈦合金的名義成分為Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr,其β轉(zhuǎn)變溫度Tβ僅為730℃,通過分析,發(fā)生變形流線明顯缺陷的主要原因?yàn)?(1)加熱溫度850℃偏低,恰逢冬季廠房溫度低,坯料表面降溫快,變形抗力大,流動(dòng)性小;(2)打四方、倒棱拔長方式單一;(3)合金化程度高,β穩(wěn)定元素Mo的熔點(diǎn)高,存在一定程度上的宏觀偏析。微觀上是由于經(jīng)過大量變形,金屬發(fā)生云紋狀流動(dòng),而未再結(jié)晶的反常粗大的β晶粒獲得了空間彎曲和相互交織的纖維形狀并最終導(dǎo)致缺陷產(chǎn)生[9]。

2.5　陰陽面原因分析

1.5節(jié)所述某鈦合金坯料出現(xiàn)陰陽面缺陷的主要原因?yàn)?料溫不均勻,測(cè)溫儀現(xiàn)場(chǎng)監(jiān)測(cè)發(fā)現(xiàn)料溫較高一面比其他面高出50~100℃,冬季廠房溫度低,此現(xiàn)象尤為嚴(yán)重?，F(xiàn)場(chǎng)觀察料溫不均勻主要是坯料出爐慢導(dǎo)致的,即爐門被提起的一瞬間,爐膛溫度開始降低,坯料四周暴露在空氣中開始降溫,但接觸爐底耐火磚部位降溫慢,一旦夾料不順利,起料超過10s,坯料便會(huì)產(chǎn)生溫差;其次,多次出爐,爐膛的整體溫度偏低,尤其靠近爐門處坯料表面溫降最嚴(yán)重,但與爐底接觸部位的溫降少,溫差越來越大;最后,鍛造過程走料不均勻,修整效果不明顯,最終導(dǎo)致坯料產(chǎn)生陰陽面缺陷。

3、鍛造缺陷預(yù)防措施

3.1　開裂預(yù)防

針對(duì)1.1節(jié)所述Ti3Al、Ti2AlNb和T9S等塑性差、易開裂的材料,可采取以下措施預(yù)防鍛造開裂:

(1)加熱過程中在坯料表面噴涂適宜的防氧化劑涂料,減少加熱表面氧化;(2)確保工裝預(yù)熱至規(guī)定溫度(350~400℃,較其他常規(guī)鈦合金鍛造工裝預(yù)熱溫度高100℃左右),推薦采取包棉鍛造,鍛造過程及時(shí)添加保溫棉,減少表面熱量損失,確保鍛造終鍛溫度;(3)開坯及前3火次加熱溫度盡量高(1100~1200℃),設(shè)備噸位及變形力足夠大,提升鍛造操作水平,利用溫升抵消溫降[10];(4)打磨開裂格外注意,可采取先大砂輪機(jī)打磨裂紋,待裂紋變淺后,轉(zhuǎn)手動(dòng)小砂輪機(jī)打磨,打磨力度足夠小,禁止出現(xiàn)局部過熱導(dǎo)致冷卻后裂紋處因應(yīng)力原因繼續(xù)開裂,必要時(shí),待坯料冷卻至室溫后進(jìn)行著色檢查。最后,對(duì)此類合金進(jìn)行鍛造時(shí),推薦采用連續(xù)鍛造(確保坯料溫度始終保持在約200℃),因?yàn)楦鶕?jù)現(xiàn)場(chǎng)經(jīng)驗(yàn),坯料如果完全冷卻后再裝爐加熱鍛造,其開裂程度會(huì)比連續(xù)鍛造嚴(yán)重。難變形鈦合金包棉鍛造過程及鍛造開裂情況見圖6,由圖6a可以看出,包棉鍛造過程料溫?fù)p失小,表面開裂少。包棉鍛造結(jié)束后,坯料表面開裂明顯減少,見圖6b。

對(duì)于1.1節(jié)所述TC4等小規(guī)格棒材(直徑小于Φ90mm),首先打四方拔長鍛造時(shí),棱角處冷卻最快,而鍛造過程需多次翻轉(zhuǎn)棒坯,需及時(shí)倒棱,以免產(chǎn)生尖銳角。此外,錘上鍛造時(shí),需不斷調(diào)節(jié)錘擊力,開始階段要輕打,變形程度為5%~8%,隨后再逐步加大變形量[11],推薦采用多道次連續(xù)甩圓拔長的方式進(jìn)行鍛造。最后,坯料需要掉頭鍛造部位存在溫差,容易導(dǎo)致內(nèi)裂,將坯料夾持部位包棉并及時(shí)掉頭鍛造。兩相區(qū)的加熱溫度低(β轉(zhuǎn)變溫度Tβ以下40~50℃),對(duì)組織性能影響不大,后續(xù)仍有精鍛、熱軋、拉拔等變形時(shí),可以先鍛造坯料長度的一半,返爐加熱后繼續(xù)鍛造另外一半。

3.2　心部晶粒粗大預(yù)防

針對(duì)1.2節(jié)所述某α+β鈦合金發(fā)現(xiàn)的問題,該成分合金后續(xù)爐號(hào)生產(chǎn)過程中在原定單相區(qū)(加熱溫度在β轉(zhuǎn)變溫度Tβ以上)3火次鍛造基礎(chǔ)上,降溫50℃(加熱溫度仍在β轉(zhuǎn)變溫度Tβ以上30℃),增加一鐓一拔,設(shè)置該火次鍛造非常重要,坯料粗大片層組織進(jìn)一步細(xì)化再轉(zhuǎn)兩相區(qū)(加熱溫度在β轉(zhuǎn)變溫度Tβ以下20~50℃)鍛造,可有效減輕兩相區(qū)加熱溫度低、變形抗力大、心部晶粒較難破碎的影響。此外,也可以采取“高-低-高”鍛造工藝,經(jīng)兩相區(qū)鐓拔2~3火次后再升溫至單相區(qū)(Tβ+30℃),坯料晶粒適當(dāng)長大、均勻化后再轉(zhuǎn)兩相區(qū)繼續(xù)鍛造。最后,打四方、倒八方拔長改為打六方、棱面交替變換拔長。通過以上調(diào)整,組織改善效果明顯。圖7為工藝改進(jìn)后產(chǎn)品的宏觀及顯微組織,由圖7a可以看出,宏觀組織均勻細(xì)化、呈模糊晶;顯微組織為等軸組織,主要由等軸初生α相和分布于基體的少量片狀β相轉(zhuǎn)變組織組成,心部、1/2R(R為圓棒半徑)、邊部位置的等軸初生α相的含量為60%~70%,基本一致,且晶粒尺寸為3~5μm,大小均勻,詳見圖7b~圖7d。

針對(duì)1.2節(jié)所述Ti6246鈦合金心部粗晶,且增加火次難以消除的問題,需改變傳統(tǒng)打四方、倒八方拔長方式,采取兩個(gè)面交替鐓粗、打扁方、收寬拔長,并穿插鐓粗、打四方、倒八方拔長。一是打扁方拔長時(shí),坯料可以鍛造至厚度250mm左右,比打四方和倒八方鍛造的截面尺寸330mm小很多,心部更容易鍛透;二是交替變形方式可以輪番轉(zhuǎn)移金屬強(qiáng)烈流動(dòng)區(qū),控制合適的變形量,獲得均勻的低倍模糊晶和均勻、細(xì)小的球狀α組織,并可預(yù)防心部粗晶、中心亮線等缺陷的產(chǎn)生[12]。此外,在坯料鐓撥鍛造結(jié)束后,確定是否撥長鍛造時(shí),對(duì)坯料進(jìn)行超聲探傷檢測(cè),發(fā)現(xiàn)心部探傷結(jié)果較差,如果需要分料,可以沿縱向等分,將心部粗晶外移至坯料表面,直接變形細(xì)化,以保證組織整體均勻性。

打扁方鍛造需注意兩點(diǎn):(1)打扁方時(shí)應(yīng)合理控制送進(jìn)量(≤100mm為宜)并分多道次壓下,切忌滿錘快速壓下;(2)合理設(shè)計(jì)并控制坯料寬厚比≤2(確保收寬時(shí),心部無凹心)。實(shí)踐證明,打扁方鍛造效果明顯,不僅鍛造火次大大減少,坯料組織不均勻性也得到明顯改善。某Ti6246鈦合金坯料打扁方鍛造過程示意圖如圖8所示。

3.3　細(xì)晶亮帶預(yù)防

鈦合金鍛造過程控制不當(dāng),會(huì)導(dǎo)致心部細(xì)晶亮帶,可采取如下措施返修:根據(jù)發(fā)現(xiàn)缺陷的火次加熱溫度及缺陷程度,將坯料重新升溫至Tβ以上50~150℃加熱,晶粒統(tǒng)一長大后鐓拔改鍛,再依次降溫30~50℃加熱、鐓拔細(xì)化晶粒。為確保返修過程受控,可每1~2火進(jìn)行高低倍監(jiān)控,直至心部異常消失,坯料整體細(xì)化、均勻。此外,某些情況下也可設(shè)計(jì)適當(dāng)?shù)摩聼崽幚砉に?通過熱處理來消除細(xì)晶亮帶并獲得符合要求的組織。

在該類鈦合金鍛造過程中每隔2~3火次進(jìn)行宏觀和顯微組織監(jiān)控,可以發(fā)現(xiàn),出現(xiàn)細(xì)晶亮帶缺陷的概率并不是很高,但一旦發(fā)生細(xì)晶亮帶缺陷,升溫至Tβ以上加熱返修鍛造,該類缺陷難以消除。預(yù)防該類缺陷的方法為:(1)在Tβ以上鍛造時(shí),采取包棉、大噸位壓機(jī)鍛造等,盡量減少坯料表面溫降,減少與心部料溫差異;(2)合理設(shè)計(jì)并盡量減少每火次鍛造總變形量,一鐓一拔即可;(3)保證終鍛溫度,合理控制鍛造速度,增大料溫低、變形流動(dòng)性差的邊部變形,減少料溫高、變形劇烈的心部變形,確保邊部和心部變形程度均勻,降低變形不均勻的累積效應(yīng)。

3.4　明顯變形流線預(yù)防

針對(duì)1.4節(jié)所述高合金化β鈦合金(名義成分為Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr),首先,加強(qiáng)合金熔煉工藝控制,確保鑄錠化學(xué)成分均勻,無偏析、夾雜缺陷;其次,加熱溫度低,尤其是冬季廠房溫度低時(shí),可適當(dāng)采取包棉鍛造,減少坯料表面溫降;最后,將傳統(tǒng)的拔長方式打四方、倒棱改為打四方、倒棱和打四方、棱變面交替進(jìn)行。經(jīng)過以上調(diào)整,該成分合金后續(xù)爐號(hào)生產(chǎn)過程中再未發(fā)現(xiàn)此類缺陷。

3.5　陰陽面預(yù)防

對(duì)1.5節(jié)所述鈦合金坯料陰陽面進(jìn)行補(bǔ)救的措施為:(1)下一火裝爐時(shí),將尺寸較短一面朝下靠近爐底板,詳見圖9,出爐鐓粗拔長,較短一面靠近爐底板,料溫偏高,拔長走料快;(2)發(fā)現(xiàn)陰陽面時(shí),及時(shí)將坯料立起,鐓粗修整,并利用上錘砧走料快的特點(diǎn),增加較短一面朝上拔長次數(shù)。以上兩項(xiàng)措施特別是第1項(xiàng)可以有效減輕坯料陰陽面程度。而預(yù)防坯料陰陽面產(chǎn)生的最重要一點(diǎn)是提高坯料出爐速度,尤其是冬季鍛造時(shí),取料操作人員應(yīng)提前啟動(dòng)取料車,爐門提起后,在加熱工指揮下,迅速夾起坯料(10s以內(nèi)),以減少坯料表面溫差;其次,連續(xù)出爐時(shí),在工藝規(guī)定加熱時(shí)間范圍內(nèi),適當(dāng)延長保溫時(shí)間,確?？拷鼱t門坯料料溫恢復(fù)后,再出爐鍛造。

4、結(jié)論

(1)難變形鈦合金的生產(chǎn)過程易產(chǎn)生開裂、心部粗晶、細(xì)晶亮帶、明顯變形流線和陰陽面等多種鍛造缺陷,危害嚴(yán)重,需引起技術(shù)、生產(chǎn)、質(zhì)量等相關(guān)人員高度重視。

(2)難變形鈦合金所述5種鍛造缺陷產(chǎn)生的主要原因分別總結(jié)如下:材料本身合金化程度高、塑性差,小規(guī)格棒材降溫快、未及時(shí)倒棱、掉頭鍛造;單相區(qū)晶粒細(xì)化不夠、加熱溫度低、變形抗力大,鍛透性差、心部易溫升;總變形量大、坯料內(nèi)外溫差大、變形不均勻;坯料表面降溫快、流動(dòng)性差、拔長方式單一;坯料出爐慢、表面溫度不均。

(3)可采取以下措施預(yù)防難變形鈦合金鍛造缺陷:塑性差、易開裂鈦合金包棉連續(xù)鍛造、提升操作水平,小規(guī)格棒材內(nèi)裂及時(shí)倒棱、多道次甩圓拔長、及時(shí)掉頭;對(duì)于心部粗晶,增加單相區(qū)晶粒細(xì)化程度、棱面轉(zhuǎn)換六方拔長,鍛造打扁方及打四方、倒八方交替進(jìn)行;對(duì)于細(xì)晶亮帶,可減少每火次鐓拔次數(shù)、降低坯料內(nèi)外溫差、控制變形均勻;對(duì)于明顯變形流線,棱面轉(zhuǎn)換打四方拔長;對(duì)于陰陽面,提高出爐速度、減少坯料表面溫差等,從而不斷提升難變形鈦合金的鍛造能力和質(zhì)量水平。

參考文獻(xiàn):

[1]徐全斌,劉詩園. 國外航空航天領(lǐng)域鈦及鈦合金牌號(hào)及應(yīng)用[J].世界有色金屬,2022,37(16):96-99. 

 Xu Q B, Liu S Y. Grades of titanium and titanium alloys devel- oped in western countries and their applications in the aerospace Industry[J]. World Nonferrous Metals,2022,37(16):96- 99. 

[2]陳京生,孫葆森,安康. 鈦合金在兵器裝備上的應(yīng)用[J]. 兵器裝備工程學(xué)報(bào),2020,41(12):14-20. 

 Chen J S, Sun B S, An K. Titanium alloys for ordnance equipment applications[J]. Journal of Ordnance Equipment Engineering, 2020,41(12):14-20. 

 [3]李永華,張文旭,陳小龍,等. 海洋工程用鈦合金研究與應(yīng) 用現(xiàn)狀[J]. 鈦工業(yè)進(jìn)展,2022,39(1):43-48. 

 Li Y H, Zhang W X, Chen X L, et al. Research and application status of titanium alloys for marine engineering[J]. Titanium In- dustry Progress,2022,39(1):43-48. 

[4]孫建剛,宋德軍. 國內(nèi)外石油、天然氣用鈦合金研究及應(yīng)用 概況[J]. 材料開發(fā)與應(yīng)用,2019,34(6):96-102.

 Sun J G, Song D J. Research and application of titanium alloys for petroleum and natural gas at home and abroad[J]. Development and Application of Materials,2019,34(6):96-102. 

[5]王運(yùn)鋒,何蕾,郭薇. 醫(yī)用鈦合金的研究及應(yīng)用現(xiàn)狀[J]. 鈦工業(yè)進(jìn)展,2015,32(1):1-6. 

 Wang Y F, He L, Guo W. Research and application of medical ti- tanium alloy[J]. Titanium Industry Progress,2015,32(1): 1-6. 

[6]張利軍,郭凱,張晨輝,等. 鈦合金常見鍛造缺陷及預(yù)防 [J]. 金屬加工:熱加工,2014,65(11):80-82. 

Zhang L J, Guo K, Zhang C H, et al. Common defects and pro- tective measure to the titanium forging[J]. MW Metal Forming, 2014,65(11):80-82. 

[7]王紹灼,李燕,王芬,等. 鈦合金鍛造的開裂及預(yù)防[J/ OL].熱加工工藝.https://doi.org/10.14158/j.cnki.1001- 3814.20212532.  

Wang S Z, Li Y, Wang F, et al. Cracking and prevention of tita- nium alloy forging[J/OL].Hot Working Technology.https:// doi.org/10.14158/j.cnki.1001-3814.20212532. 

[8]沙愛學(xué),李興無,曾衛(wèi)東,等. 鈦合金β區(qū)加熱保溫時(shí)間的 研究[J]. 航空材料學(xué)報(bào),2010,30(4):8-11. 

 Sha A X, Li X W, Zeng W D, et al. Study on holding time of β zone heating of titanium alloy[J].Journal of Aeronautical Mate- rials,2010,30(4):8-11. 

 [9]馬濟(jì)民,賀金宇,龐克昌,等. 鈦鑄錠和鍛造[M]. 北京: 冶金工業(yè)出版社,2012. 

 Ma J M, He J Y, Pang K C, et al. Titanium Ingot and Forging [M].Beijing:Metallurgical Industry Press,2012. 

 [10]黃旭,朱知壽,王紅紅. 先進(jìn)航空鈦合金材料與應(yīng)用[M]. 北京:國防工業(yè)出版社,2012. 

 Huang X, Zhu Z S, Wang H H.Advanced Aeronautical Titanium Alloys and Applications[M].Beijing:National Defense Indus- try Press,2012. 

[11]劉興旺. 鈦合金常見鍛造缺陷及預(yù)防策略[J]. 黑龍江科技 信息,2016,20(3):28.

 Liu X W. Common defects and protective measure to titanium forg- ing[J].Heilongjiang Science and Technology Information, 2016,20(3):28. 

 [12]王德勇,莫安軍,楊立新,等. TA15鈦合金大型鍛件“中心 亮線”組織缺陷形成及抑制措施[J]. 鍛壓技術(shù),2022,47 (2):25-29. 

 Wang D Y, Mo A J, Yang L X, et al. Formation and control measures on microstructure defect of “center bright line”for TA15 titanium alloy large forgings[J].Forging & Stamping Technolo- gy,2022,47(2):25-29.