钛及钛合金具有十分优异的力学性能，同时具备无磁性、记忆性以及密度小的众多特性，导致在航天航空、海洋工程、石油工程、生物医疗等领域均有十分广泛的使用[1-2]。目前，钛及钛合金的产品有棒材、环材、丝材以及板材等，其中钛及钛合金板材的使用在近年来越来越广，特别是在航天航空领域，钛合金板材的使用量一直处于快速发展中[3-4]。
目前关于纯钛钛板的研究较多，其中王亚光等[5] 研究了 TA1 纯钛钛板拉伸断裂过程，研究表明：钛板组织由 α 相及晶间 β 相组成，并存在一定数量的混晶，其晶粒取向随机分布，随着拉伸的进行，组织中孪晶数量增加，α 晶粒尺寸降低，应力值增加，最后应力值趋于稳定。黄海峰等[6] 对工业纯钛 TA1 板冷变形过程分析及回弹进行了研究，结果表明：冲压速率、圆角半径、模具间隙以及摩擦因数均会对 TA1 板的塑性成形工艺造成影响，板材在变形过程中，其回弹值会随着圆角半径的增加而变大，摩擦因数会随着模具间隙的变化出现一定呈波动。吴昊等[7] 研究了纯钛板材轧制过程中的孪生变形行为，结果表明：孪生是钛材十分重要的变形机制，各类孪晶会使板材的微观组织以及织构发生变化，同时会对力学性能产生影响。
可以发现，虽然目前对纯钛钛板进行了较多的研究，但均以理论研究为主，鲜有研究对实际工程生产所遇到的工程性问题进行研究，而钛板表面存在缺陷问题是工程产生中十分常见的现象，其会严重影响钛板的成材率。本文对实际生产中所出现的纯钛钛板表面缺陷进行分析，分析其产生的原因，为纯钛钛板的工程生产做出相应参考。
1 、试验材料及方法
选取经退火处理后且表面存在缺陷的冷轧钛板作为研究材料，退火制度为 650 °C 加热 2 h，随后进行室温冷却，其制造过程为：选取小颗粒海绵钛做原料，经真空自耗熔炼炉熔炼 2 次制成铸锭，随后通过锻造加工制成板坯，再热卷轧制、酸洗、冷卷轧制、退火、探伤的等工序制成冷轧钛板。随后使用水刀以及线切割进行取样并进行研究分析，分别观察板材缺陷形貌并进行成分测定以及硬度测试。首先对试样正常位置以及缺陷位置进行镶嵌处理，依次使用 200#、800#、2000#的水磨砂纸进行粗磨，随后对试样进行机械抛光处理，抛光至试样表面无明显划痕并出现亮面，最后进行侵蚀处理，腐蚀剂由氢氟酸和去离子水组成，两者体积比为 1:20，侵蚀完成后使用去离子水进行清洗并吹干。
使用型号为 LEICA 的金相显微镜观察钛板不同位置的低倍微观组织形貌；使用 Nava 型扫描电子显微镜（scanning electron microscope，SEM）观察缺陷内部的高倍微观组织形貌；通过 SEM 自带的探头对钛板缺陷位置的元素种类与含量进行能谱分析（energy dispersive spectrometer，EDS）；为进一步深入研究板材的微观织构与晶体学特征，对板材正常位置以及缺陷位置进行背向散射电子衍射技术（electron back scatter diffraction，EBSD）分析，电镜装配 Oxford EBSD 探 头 ， 设 置 操 作 电 压 为 20 Kv，EBSD 测试结果使用 Channel 5 软件进行分析，试样取样位置为钛板的轧制方向（定义为 RD 方向）。使用 Hanemann 维氏硬度计测试板材缺陷与正常位置的显微硬度，设置测试条件为 HV 1（加载力为 9.8 N，保载时间为 15 s） 。表 1 为钛板正常位置的具体化学成分。
2 、试验结果与分析
2.1 缺陷分析
分别对钛板正常与缺陷位置进行微观形貌观察，其具体形貌如图 1 所示。
其中图 1（a）为冷轧钛板缺陷宏观形貌，图 1（b） 为正常位置的低倍形貌，图 1（c）与图 1（d）分别为缺陷位置的低倍以及高倍形貌。由图 1（b）可知，正常位置的组织主要是以等轴 α 相为主，同时存在十分少量晶间 β 相，发现正常位置组织为完全再结晶晶粒且组织完整，存在少量混晶没见明显缺陷存在于组织中。由图 1（c）可知，缺陷随机分布去基体中，缺陷的体积与形貌各有所异，部分缺陷位于 α 晶粒内部，也有部分缺陷横穿α 晶粒，这说明板材缺陷随机分布，无明显规律存在。由图 1（d）的高倍微观形貌可知，除缺陷位置以外，正常部位表面正常，无细小微裂纹以及氧化现象存在，在缺陷内部有细小的杂质分布其中。为进一步对缺陷进行分析，对图 1（d）进行能谱以及缺陷内部面分布扫描进行分析，具体扫描位置如图 2 所示，测试结果如表 2、图 3 所示。由表 2、图 3 可知，有多种不同类型的氧化物及夹杂物存在于缺陷中。其中主要包含的元素有 O、Si、Al、Fe、Mg 等。在整个钛冶金过程中，Fe 元素的来源主要有下几点：（1）在还原与蒸馏的生产中，当器壁出现超温或局部超温时，铁质器壁部分位置会被液态Mg 溶解，这就导致了液态 Mg 中存在少量 Fe 元素，进入海绵钛生产过程中后，一定量的 Fe 元素会渗透到 Ti 中，使得海绵钛包含的 Fe 含量偏高，故导致在板材的生产中出现了较高的 Fe 元素[8-9]。（2）在海绵钛加工破碎等过程中，也可能会有少量的铁屑杂物进入海绵钛中，导致 Fe 元素增加。（3）需要结合钛板冶炼工艺整个过程进行分析，TiCl4 与液态Mg 在反应过程中，当反应温度过高时，会产生较多的反应热释放，致使海绵钛容易发生过烧，进而使得一定量的 Mg-O 氧化物附着在海绵钛中[10]。关于O 元素，首先是在镁还原过程中，镁锭表面形成氧化膜。其次是冶金过程中，设备气密性不足，导致空气与原料进行接触。而 C、Si、Al 等除 TiCl4 溶液和还原剂 Mg 中夹杂外，在后续的加工生产过程中，在粘附的尘土、污染物、机械夹杂等过程中均会被带入。
2.2 组织表征
图 4 为钛板正常与缺陷位置的晶粒取向分布图。由图 4 可知，正常与缺陷位置中的晶粒均是均匀分布且形貌以等轴状为主，二者的晶粒组织干净，未见明显的孪晶组织的存在。在晶粒取向方面，其中不同取向的晶粒使用不同颜色标定，红色晶粒表示该晶粒的<0001>方向与 RD 平行，绿色晶粒表示该晶粒的<10-10>方向与 RD 方向平行，而蓝色晶粒则表示该晶粒的<11-20>方向与 RD 方向平行。
发现缺陷位置组织中的晶粒取向以<10-10>方向为主，且含有少量<2-1-10>方向的晶粒，正常位置组织中的晶粒取向分布十分均匀，无明显的取向集中存在，且部分晶粒为中间过渡色，大部分晶粒的 c 轴都沿着钛板 RD 方向，故可以发现，杂质元素会使纯钛中的晶粒取向产生一定变化。
图 5 为钛板正常与缺陷位置的再晶界图，其中蓝色表示再结晶晶粒、红色晶粒表示变形晶粒、黄色晶粒表示回复晶粒。由图 5（a）可知，正常位置的组织中主要是由再结晶晶粒构成，仅存在十分少量的 回 复 晶 粒 ， 几 乎 不 存 在 任 何 的 变 形 晶 粒 。 从图 5（b）中发现，其组织同样是以再结晶晶粒为主，但组织中的回复晶粒明显增加，且存有少量的变形晶粒。钛板经轧制以及退火处理后，钛板组织中晶粒会经历变形、回复以及再结晶 3 个过程，再结晶是细化组织的最主要方法之一[11-12]。由图 5 可以发现，经退火处理后的钛板再结晶情况十分良好。而缺陷位置的回复晶粒较正常位置要多，这是由于缺陷位置存在一定的杂质元素，会影响在轧制过程中组织的均匀性，导致部分晶粒变形不充分，从而降低该位置空位、位错等结构缺陷密度，经退火处理后，该位置少量晶粒仍停留在回复阶段，未发生再结晶。
2.3 维氏硬度分析
由图 1 可知，发现正常位置的金相组织与缺陷位置附近金相组织差异化较小，两个位置的金相组织均是由等轴 α 晶粒组成，缺陷位置组织未见氧化层出现，排除组织形貌不同对维氏硬度产生影响。随后分别对缺陷位置以及正常位置进行维氏硬度测试，测试具体位置图 6（a）所示，测得维氏硬度的具体数值如图 6（b）所示。由图 6（b）可知，缺陷位置的维氏硬度平均值为 130.1 HV，正常位置的维氏硬度平均值为 104.7 HV。可以发现，缺陷部位硬度值要略高于正常位置，平均值相差 25.4 HV。
造成不同位置维氏硬度出现差异的主要因素是不同位置 O、Fe、N、C 等元素含量不同，经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 元素的增加会起到固溶强化的效果，导致在测试过程中维氏硬度增高。Fe 元素在组织会发生置换反应，导致部分的 Ti 元素被置换，增加组织中的晶格畸变，故该部分组织维氏硬度增高。过多 C 元素会使组织中出现 TiC，由于 TiC 本身的硬度较高，故增加组织维氏硬度[13]。为进一步验证上述分析，对缺陷位置（图 2 位置 A）进行放大至 1 w 倍进行观察，并测试析出相成分，具体相貌及成分如图 7 与表 3 所示。由测试结果可知，内部弥散分布的细小析出相主要为 TiC 及微量的（Fe、Ti）C，进一步验证了缺陷位置维氏硬度较高的分析。
3、 结 论
（1）在缺陷内部分布着有多种不同类型的氧化物以及夹杂物存在于缺陷中。其中主要包含的元素有 O、Si、Al、Fe、Mg 等元素，主要是在冶金与加工过程被带入所致。
（2）缺陷位置与正常位置金相组织一致，无明显氧化层出现，正常位置组织中的晶粒取向分布十分均匀，无明显的取向集中存在，且部分晶粒为中间过渡色，大部分晶粒的 c 轴都沿着钛板 RD 方向，缺陷位置组织中的晶粒取向以<0001>方向为主，并发现杂质元素会影响组织中回复与再结晶过程。
（3）测得缺陷位置平均维氏硬度为 130.1，正常位置平均维氏硬度为 104.7，缺陷位置平均维氏硬度较正常位置高 25.4，缺陷位置内部弥散分布的细小析出相主要为 TiC 及微量的（Fe、Ti）C。
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