TB6鈦合金(國外牌號Ti-1023)是近β型鈦合金，具有優良的強韌性匹配、高淬透性、耐腐蝕等特點，作為主承力構件在國內外先進飛機上大量應用［1-6］。美國ＲAH-66直升機上TB6鈦合金用量占整機用量的12.7%，主要用于制造起落架斜支柱、各類接頭、傳動結構的支桿、套筒等。在英、法、德等國，TB6鈦合金被用于NH-90直升機旋翼系統的槳轂中央件和連接件，波音777的起落架載重梁。由于存在大量β穩定元素，TB6鈦合金在熔煉過程中容易造成慢共析元素Fe的富集，從而降低α含量形成“β斑”［7-11］。“β斑”屬于冶金缺陷，其存在會造成合金塑性及疲勞性能的下降［12-13］，如超過規定尺寸則會影響產品交付。前期研究表明［14］，在TB6鈦合金鍛造前增加均勻化退火工序可有效改善鑄錠中Fe元素的晶內偏析，降低“β斑”出現的概率。然而，由于均勻化退火的溫度高、保溫時間長，β相晶粒長大不可避免。

本研究采用金相顯微鏡和電子背散射衍射(EBSD)技術，系統觀察了TB6鈦合金鑄錠在均勻化退火以及不同鍛造火次后的宏觀與微觀組織，以及β相的取向特征。重點分析了大尺寸β晶粒在反復熱變形過程中的組織演變規律及典型取向特征，旨在優化經均勻化退火的TB6鈦合金鑄錠棒材鍛造工藝的設計，從而提升TB6鈦合金產品的組織均勻性及質量穩定性。

1、試驗材料與方法

試驗材料為3t級TB6鈦合金鑄錠，其化學成分(質量分數，%)為Ti、10V、2Fe、3Al、0.1O，相變溫度(β→α)為803℃。采用真空退火爐將鑄錠在1200℃保溫48h均勻化退火后，經過9火次的反復鐓拔鍛造，制備成φ320mm規格的棒材。其中，第1、2和第4火次在單相區鐓拔鍛造，鐓粗變形量約為55%;第3和第5～8火次在兩相區鐓拔鍛造，鐓粗變形量約為50%;第9火次在兩相區拔長鍛造。

從均勻化退火后的鑄錠、第4和第9火次棒坯的端面分別切取厚20mm的試樣，經60%HNO3+40%HF拋光液拋光后，再經13%HNO3+16%HF腐蝕液腐蝕后，使用數碼相機拍攝其低倍組織。隨后在試樣大尺寸晶粒區域及正常晶粒區域取樣，進行組織、織構觀察及分析。組織觀察使用金相顯微鏡，織構檢測使用配備EBSD探頭的Ultra55和JSM7900F場發射掃描電鏡(SEM);取向分析使用TSLOIM和AztecCrystal取向分析軟件，并基于平行長度方向(LD)繪制晶粒取向分布圖和反極圖。

2、試驗結果

2.1均勻化退火態組織及織構

經均勻化退火后，TB6鈦合金鑄錠中的β相晶粒發生了異常長大，尤其是在靠近橫截面心部的位置，β晶粒長大速度更快，晶粒尺寸在20～80mm之間。而正常晶粒區域與未均勻化退火的鑄錠相同，晶粒尺寸均在5mm以下(見圖1(a))。對比圖1(b，c)發現，無論是異常晶粒區域還是正常晶粒區域，其內部均由相互交織的片層狀α相和殘余β相組成，呈典型的魏氏組織特征。然而，正常晶粒區域內的α相片層明顯更細。對檢測的異常晶粒區域的6個大尺寸β晶粒(如圖1(a)中黑色立方體所示)的取向分析表明，其取向差異較大，說明晶粒長大過程中沒有取向擇優的現象;此外，正常晶粒區域的β相同樣也都是非典型取向，不存在明顯的織構，見圖1(d～f)。

2.2第4火次鍛造后棒坯的織構及取向

第4火次為單相區鍛造，主要目的是減小并均勻化棒坯中原始β晶粒的尺寸。由圖2(a)可見，棒坯的低倍組織整體變細，并顯示出逐漸模糊化的趨勢。然而仍可觀察到尺寸較大的長條狀清晰β晶粒(見箭頭所指)，說明經過單相區-兩相區-單相區變形后，組織仍具有一定的遺傳性。第4火次鍛造完成時，棒坯溫度位于相變點以下，顯微組織呈現出典型的網籃組織特征，如圖2(b，c)所示，其中片層α相較均勻化退火后的組織明顯縮短。對比異常大晶粒區域，正常晶粒區域內片層α相更為短小，且排列不再規律，說明正常晶粒區域內的變形更加充分。

圖3為第4火次鍛造后，棒坯異常晶粒區域和正常晶粒區域中β相取向分布圖和反極圖。異常晶粒區域內的β相取向較為單一，幾乎完全由一個大尺寸＜111＞取向的β相晶粒占據，僅存在少量尺寸較小的＜001＞和＜110＞取向的β晶粒(見圖3(a))。相比之下，正常晶粒區域內的β相取向較為多樣，主要由＜001＞和＜112＞取向的β晶粒組成，同時β晶粒的尺寸分布也相對均勻(見圖3(b))，這表明正常晶粒區域內的變形更加均勻，β相組織得到了更充分的細化和調整。

2.3第9火次鍛造后棒坯的織構及取向

5～9火次為兩相區鍛造，其主要目的是實現α相的等軸化。在第9火次鍛造完成后，棒坯的低倍組織基本呈現模糊化趨勢，但仍可觀察到部分長條狀的清晰晶粒(見圖4(a)中箭頭所指)。根據GJB2218A—2018《航空用鈦及鈦合金棒材和鍛坯規范》進行低倍組織評定，該棒坯被判定為不合格。由圖4(b，c)可見，棒坯呈現典型的雙態組織，但α相的等軸化效果不理想，特別是異常晶粒區域內，片層狀α相的比例更高。這表明盡管經過多火次的鍛造，異常晶粒區域內的組織演變仍然受限，導致α相難以充分等軸化。

圖5為第9火次鍛造后，棒坯異常晶粒區域和正常晶粒區域中β相取向分布圖及反極圖。在異常晶粒區域內，僅觀察到1個接近＜111＞取向的β晶粒，表明該區域內的晶粒取向高度集中(見圖5(a))。相比之下，正常晶粒區域內的β相晶粒尺寸較小且取向較為豐富，主要表現為較弱的＜110＞和＜111＞取向(見圖5(b))。這表明在正常晶粒區域內，鍛造過程使β相組織得到了更充分的均勻化，顯現出多樣化的取向特征和較好的細化效果。

3、討論

上述試驗結果表明，TB6鈦合金鑄錠經均勻化退火后雖然能改善組織均勻性并避免“β斑”形成，但是在退火中也存在晶粒異常長大，形成大尺寸β晶粒的風險。通過對比圖2(a)和圖4(a)，這些大尺寸的β晶粒在宏觀形貌上相似，并且在反復的兩相區鍛造過程中也不易消除。原始β晶粒越大，晶粒內的協調變形能力越強，在同等變形量下，α相越不容易實現等軸化。對比圖2(b，c)、圖4(b，c)可以發現，原始β晶粒越大，其內部片層α相的數量越多、長度越長。圖6為未進行均勻化退火并采用同樣鍛造工藝制備的TB6鈦合金φ320mm規格棒材橫截面D/4(D為直徑)位置的顯微組織，α相幾乎全部等軸化，僅存在少量片層狀的α相，說明當原始β晶粒尺寸不均勻時，由于變形的不均勻，α相整體的等軸化受到影響。與均勻退火后鑄錠中較為豐富的β相取向不同(見圖1)，棒坯異常晶粒區域與正常晶粒區域β相的織構差異較大，這也是熱變形不均導致的。近β鈦合金在單相區和兩相區熱變形時，變形量越高，＜001＞取向的β相比例越高、＜111＞取向的β相比例越小［15］。通過對比圖3(a，b)和5(a，b)可以看到，原始β晶粒越大，＜111＞取向β相的比例越高，說明其實際變形量越小，織構的繼承性也越強。由于β晶粒主要依賴單相區變形減小晶粒尺寸來實現均勻化，因此，在后續的工藝設計中，針對均勻化退火的TB6鈦合金鑄錠，可以考慮增加單相區鍛造的火次，以保證其均勻性。

4、結論

1)TB6鈦合金鑄錠在1200℃保溫48h均勻化退火過程中易出現晶粒異常長大現象，β晶粒尺寸可達

20mm以上，這些大尺寸β晶粒在后續反復鐓拔鍛造中具有組織和取向的繼承性。

2)TB6鈦合金鑄錠均勻化退火過程中形成的大尺寸β晶粒，由于其在鍛造過程中變形協調能力強，因此碎化過程緩慢，且其內部α相的等軸化程度低。

3)TB6鈦合金鑄錠均勻化退火后形成的大尺寸β晶粒取向較為豐富、無取向擇優現象，但在反復鐓拔鍛造后，β晶粒主要呈＜111＞取向。

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（注，原文標題：TB6鈦合金鑄錠均勻化退火及鍛造過程中的組織演變）

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