TA19鈦合金屬于Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系的近α鈦合金，最高使用溫度540℃，對應國外牌號Ti6242S[1?3]。由于該合金具有中等的室溫和高溫強度、良好的熱穩定性、抗蠕變性和可焊性等特點，主要應用于燃氣渦輪發動機零件、發動機結構板材零件、飛機機體熱端零件等[4]。

鈦合金鍛件主要通過鍛造和熱處理調整兩相尺寸和組織類型從而滿足應用需要[5?6]。其中，TA19鈦合金主要采用固溶時效的熱處理方式[7?8]，一般認為隨著固溶溫度升高，初生α相含量降低，強度和高溫蠕變性能提高[9?14]。文獻[15?16]通過對TA19鈦合金進行熱模擬壓縮實驗，研究了變形溫度、應變速率等對合金組織及取向演變的影響行為，并闡釋了其機制。但是，目前缺少對TA19鈦合金實際鍛造全過程中組織及織構的直觀觀察和分析研究。

本文對工業級TA19鈦合金鑄錠進行多火次的鍛造試驗，并使用掃描電鏡(SEM)和電子背散射衍射(EBSD)技術對關鍵火次后棒坯不同位置的微觀組織及取向特征進行了系統的表征和分析。通過研究鍛造過程中α相和β相的組織及織構演變規律，為TA19鈦合金棒材制備工藝優化提供理論支持。

1、實驗

實驗材料為3次真空自耗熔煉的TA19鈦合金鑄錠，錠型為Φ600mm，其化學成分為Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si（%，質量分數），相變點為1004℃。將鑄錠在20MN快鍛機上進行共16火次的鐓拔鍛造獲得Φ260mm規格的成品棒材，其中每火次的鐓粗量為45%，具體工藝如下：

1)分別在1150、1100和1050℃鐓拔3火次，鍛后空冷；

2)在Tβ（β→α的相變點溫度）-35~40℃鐓拔兩火次，鍛后空冷；

3)在Tβ+50℃鐓拔一火次，鍛后水冷；

4)在Tβ-35℃鐓拔9火次，鍛后空冷；

5)在Tβ-40℃鐓拔一火次并滾圓，鍛后空冷。分別在第3、5、6、9、12、15和16火次完成后從棒坯的橫截面切取心部、D/4（D為直徑，D/4為心部與表面的中間位置）及表面位置的試樣，使用配備EBSD探頭的Ultra55場發射掃描電鏡和Channel5取向分析軟件進行顯微組織及織構特征的觀察及分析。為了兼顧統計性和組織細節，EBSD掃描時的放大倍數采用50倍和500倍，步長分別為6和0.6μm。

2、結果與討論

2.1鍛造中的組織及織構

2.1.1第3火次

第3火次鍛造后（鍛造溫度為1050℃）TA19鈦合金棒坯心部至表面α相的組織及織構特征如圖1所示。可見，心部及D/4位置的α相均為平直的片層狀，晶簇內的α相取向相同，由殘余β相隔開，且晶粒內部無取向差（圖1(a,b)），說明α相在相變后并未參與變形。表面位置由于貼近錘砧降溫較快，α相片層厚度較心部及D/4位置更薄，內部存在明顯的取向差且部分發生了等軸化（圖1(c)），說明α相在相變后參與了變形。心部及D/4位置α相的織構均以弱<0001>織構（織構強度最高為5.0）及<1011>或接近<1112 的非典型織構為主（圖1(d,e)）；表面位置的織構更弱，以<1122>織構為主（圖1(f)）。

2.1.2第5火次

經過第4和第5火次兩相區鍛造后，鈦合金棒坯各位置片層α相由于參與了變形逐漸破碎（圖2(a~c)）并偏離原有晶簇的取向，因此<0001>織構進一步弱化，并逐漸向<1010>和<1120>織構偏移（圖2(d~f)）。表面位置α相的等軸化程度更高，幾乎觀察不到原有晶簇的痕跡（圖2(c)）。

2.1.3第6火次

TA19鈦合金棒坯第6火次重新回到單相區鍛造（鍛造溫度為Tβ+50℃），鍛后采用水冷。相較第5火次后，α相的片層厚度更薄（圖3(a~c)），取向更加豐富（圖3(d~f)）。這一方面是由于經歷了α→β→α的反復相變及變形，原始β相的晶粒尺寸進一步減小；另一方面是由于鍛后采用水冷，冷速加快后限制了α相厚度方向的生長。對比圖1(c)和圖3(c)可知，冷速加快后表面位置晶簇中等軸α相的數量減少，說明部分等軸α相是在冷卻過程中由相變重新形核產生的。

2.1.4第9火次

回到兩相區再進行3火次的鍛造后，由于原始β相晶粒進一步減小，鈦合金棒坯心部和D/4位置α相晶簇的取向更加豐富（圖4(a,b)），表面位置α相的等軸化程度明顯更低（圖4(c)），這主要是受上一火次鍛后水冷的影響。對比圖2(d~f)和圖4(d~f)，各位置α相的織構類型與第5火次后基本一致，但整體更弱。

由圖5(a,e,i)可見，棒坯心部至表面α相的等軸化程度逐漸提高；β相的{111}極圖（圖5(b,f,j)）的鋒銳程度說明，心部至表面β相參與變形的程度也逐漸提高。此外，在表面位置片層α相之間形成了部分與晶簇取向完全不同、尺寸較小的等軸α相（圖5(i)），應是在冷卻過程中相變形成的。與心部（圖5(c,d)）和D/4位置（圖5(g,h)）相似，表面位置的α相與β相仍基本保持Burgers取向關系，這意味著冷卻過程中相變形成的α相并不與其周圍變形后的片層α相取向保持一致。也就是說，想要弱化單相區鍛造形成的α相相變織構，一方面依賴原有晶簇內α相的變形，一方面需要β相參與足夠多的變形，從而豐富冷卻中相變產生的α相的取向。

2.1.5第12火次

在6火次兩相區鍛造后，心部及D/4位置晶簇內片層α相的取向差進一步提高，α相取向更加豐富（圖6(a,b)）；表面位置α相的等軸化程度最高（圖6(c)）。心部的α相仍以<0001>和<1122>織構為主，但鋒銳程度明顯減弱（圖6(d)）；D/4位置發生了由<0001>織構向<1120>織構的偏轉（圖6(e)）；表面出現了較強的<1010>織構（圖6(f)），說明隨著α相的等軸化程度提高，其協調變形能力也增強，更容易形成較強的形變織構。

與第9火次后相似，棒坯心部至表面α相的平均晶粒尺寸下降、等軸化程度提高、取向更加豐富，如圖7所示。心部位置形成了與晶簇取向完全不同且偏離Burgers取向關系的等軸α相（圖7(a,c)），這說明只有β相（圖7(b,f,j)）變形程度提高到某個閾值，這些等軸α相才會形成，否則相變將以片層α相發生長大的方式進行。對比圖5和圖7，棒坯相同位置處晶簇內α相的長寬比明顯降低。這是由于兩相區反復鐓拔鍛造次數增多，片層α相協調變形困難，逐漸發生碎化。

2.1.6第15火次

第15火次后，TA19鈦合金棒坯除心部外，幾乎觀察不到原有的α相晶簇（圖8(a~c)）。心部α相仍以<0001>織構為主（圖8(d)）；D/4位置以接近<1122>的過渡取向為主（圖8(e)）；表面位置由于降溫過程形成的等軸α相較多，<1011>織構大大弱化（圖8(f)）。

對比圖7和圖9可見，棒坯各位置α相的等軸化程度均進一步提高，其中D/4及表面的等軸程度接近成品棒材。心部雖仍能觀察到原有晶簇的痕跡，但原晶簇內α相的取向差較為明顯，且存在較多冷卻中形成的等軸α相（圖9(a,c)）。值得注意的是，各位置β相取向也更加多樣（圖9(b,f,j)），說明在兩相區變形過程中，β相變形與α相的等軸化是相輔相成的。

2.1.7第16火次

TA19鈦合金棒材鍛造完成后，原有的α相晶簇基本已經消失（圖10(a~c)）。心部至表面的α相織構與第15火次后有所變化，心部α相以<0001>織構和<1122>為主（圖10(d)）；D/4位置以<1120>織構為主（圖10(e)）；表面位置的<1010>織構有所增強（圖10(f)）。

2.2討論

2.2.1鍛造過程中的組織演變

TA19鈦合金棒坯在單相區鍛造時主要是原始β相參與變形，在發生β→α相變后，原始β相內部形成多個集束狀片層α相晶簇，相同晶簇內的片層α相取向相同。當鍛造結束的實際溫度高于相變點時，片層α相不發生變形，如心部及D/4位置，見圖1(a,b)和圖3(a,b)；當低于相變點時，α相參與變形并發生一定程度的碎化，如表面位置，見圖1(c)和圖3(c)。對比圖1(c)和圖3(c)，在鍛造結束的降溫過程中，降溫速度越快，片層α相的厚度越薄。

在兩相區鍛造時，α相和殘余β相都會參與變形，并不斷發生β→α相變。圖11為使用Channel5取向分析軟件統計的第9、12和15火次后棒坯不同位置片層α相的平均晶粒尺寸圖和長寬比圖。可見，隨著鍛造火次增多，各位置片層α相的平均晶粒尺寸不斷減小，由心部至表層分別減少了12.8%、17.2%和28.2%，其中表層（10.09~7.24μm）始終小于心部（11.35~9.99μm）；同時，片層α相不斷發生等軸化，從心部至表面的長寬比分別為1.89、1.83和1.73，其中心部（2.19~1.89）與表面（1.83~1.73）位置的長寬比差距逐漸減小。殘余β相變形并發生相變后產生的等軸α相取向與原晶簇取向完全不同，因此原有晶簇的痕跡會逐漸消失。殘余β相變形程度與α相的等軸化是同步的，由棒坯心部至表面逐漸提高。此外，只有殘余β相由于變形取向偏轉達到一定閾值后，才會產生新的等軸α相，否則將以片層α相長大的方式完成相變。

2.2.2鍛造過程中的織構演變

由于β→α相變后理論上會產生12種不同取向的α相變體，雖然受β相晶界[17?19]、β相位錯[20?23]等因素影響會發生不同程度的變體選擇[24?27]，但TA19鈦合金棒坯鍛造過程中并未產生強烈的α相相變織構。圖12為TA19鈦合金棒坯在第3、5、6、9、12、15和16火次后不同位置的α相典型織構的織構強度圖。單相區鍛造后（第3和6火次），棒坯各位置基本以<0001>織構為主，而隨著兩相區鍛造反復鐓拔次數增多，心部仍以<0001>織構為主，但逐漸減弱（織構強度由5.0降至2.3），D/4和表面位置分別逐漸向形變織構<1120>（織構強度1.9）和<1010>織構偏轉（織構強度2.6）。由于新形成的等軸α相越來越多，且其取向較為隨機，因此鍛造完成后棒坯各位置的宏觀織構都非常弱（心部至表面最高織構強度分別為：2.3（<0001>）、1.9（<1120>）和2.6（<1010>））。值得注意的是，變形會使片層α相等軸化并偏離原晶簇的取向，但偏離程度有限，α相宏觀織構的弱化主要依賴新形成的等軸α相。

3、結論

TA19鈦合金棒坯在單相區鍛造后，在原始β相內部形成多個集束狀α相晶簇，取向以<0001>織構為主，織構強度最高為5.0；當鍛造結束的實際溫度低于相變點時，晶簇中片層α相參與變形并發生一定程度的碎化，偏離原有取向。

TA19鈦合金棒坯在兩相區鍛造時，α相和殘余β相都會參與變形；隨著鍛造火次增多，片層α相不斷減小并發生等軸化，殘余β相相變也會產生新的等軸α相。通過9火次兩相區的鍛造，各位置片層α相的平均晶粒尺寸減小程度不同，由心部至表層分別為12.8%、17.2%和28.2%；其等軸化程度逐漸接近，長寬比由心部至表面分別為1.89、1.83和1.73。

隨著兩相區鍛造反復鐓拔次數增多，α相的<0001>相變織構逐漸減弱并逐漸向較弱的形變織構<1010>及<1120>織構偏轉，織構強度最高為2.6；由于片層α相偏離原晶簇取向的程度有限，α相宏觀織構的弱化主要依賴新形成的等軸α相。

參考文獻

[1] 王清江，劉建榮，楊銳。高溫鈦合金的現狀與前景 [J]. 航空材料學報，2014, 34 (4): 1.

[2] 許國棟，王鳳娥。高溫鈦合金的發展和應用 [J]. 稀有金屬，2008, 32 (6): 774.

[3] 王凡，白保良，朱梅生. 550℃用高溫鈦合金的研發 [J]. 鈦工業進展，2014, 31 (1): 6.

[4] 付艷艷，宋月清，惠松驍，米緒軍。航空用鈦合金的研究與應用進展 [J]. 稀有金屬，2006, 30 (6): 7.

[5] 趙海燕，儲雙杰，張啟飛，毛博。鍛造工藝對航空用鈦合金微觀組織演變及力學性能的影響 [J]. 塑性工程學報，2024, 31 (11): 13.

[6] 陸彥良，吳永斌，黃聯杰，趙春燕. TC6 鈦合金葉片形變熱處理工藝 [J]. 鍛壓技術，2024, 49 (11): 169.

[7] 脫祥明，岳耀峰，彭益群。熱處理對 Ti-6242S 合金顯微組織和性能的影響 [J]. 稀有金屬，2001, 25 (4): 315.

[8] 周燁，杜劍平，韓墨流，梁宇。固溶時效工藝參數對 TA19 鈦合金顯微組織與拉伸性能的影響 [J]. 機械工程材料，2019, 43 (8): 7.

[9] 徐建偉，邊麗虹，薛強，曾衛東。固溶溫度對 TA19 鈦合金顯微組織和力學性能的影響 [J]. 鈦工業進展，2015, 32 (6): 4.

[10] 張永強，賴運金，張國棟，雷錦文，任勇，尚金金，史小云，王建國。固溶溫度對 TA19 鈦合金組織及性能的影響 [J]. 材料開發與應用，2017, 32 (4): 44.

[11] 朱雪峰，余日成，黃艷華，楊勝。熱處理對 TA19 鈦合金組織和力學性能的影響 [J]. 金屬熱處理，2015, 40 (2): 4.

[12] 張哲，何春燕，郭征，馮輝。退火制度對 TA19 鈦合金大規格棒材組織和性能的影響 [J]. 鈦工業進展，2012, 29 (6): 22.

[13] 孫小平，羅錦華，雷錦文，王凱旋，賴運金，劉向宏。顯微組織對 Ti6242S 鈦合金高溫蠕變性能的影響 [J]. 金屬熱處理，2018, 43 (1): 105.

[14] 和磊，韓何巖。固溶溫度和二次固溶對 TA19 鈦合金顯微組織的影響 [J]. 熱處理技術與裝備，2022, 43 (2): 5.

[15] 李宏輝，王柯，辛仁龍，劉慶。雙態組織 TA19 鈦合金高溫變形過程中的微觀組織演變機制 [J]. 材料熱處理學報，2020, 41 (8): 27.

[16] 朱堂葵，王柯. TA19 鈦合金高溫變形熱加工圖構建和微觀組織演變 [J]. 鈦工業進展，2021, 38 (2): 1.

[17] Lonardelli I, Gey N, Wenk H-R, Humbert M, Vogel S C, Lutterotti L. In-situ observation of texture evolution during α?β and β?α phase transformations in titanium alloys investigated by neutron diffraction [J]. Acta Materialia, 2007, 55 (17): 5718.

[18] Karthikeyan T, Dasgupta A, Khatirkar R, Saroja S, Samajdar I, Vijayalakshmi M. Effect of cooling rate on transformation texture and variant selection during β?α transformation in Ti-5Ta-1.8Nb alloy [J]. Materials Science and Engineering A, 2010, 528 (2): 549.

[19] Bhattacharyya D, Viswanathan G B, Fraser H L. Crystallographic and morphological relationships between β phase and the Widmanst?tten and allotriomorphic α phase at special β grain boundaries in an α/β titanium alloy [J]. Acta Materialia, 2007, 55 (20): 6765.

[20] Obasi G C, Birosca S, Prakash D G L, Fonseca J Q, Preuss M. The influence of rolling temperature on texture evolution and variant selection during α?β?α phase transformation in Ti-6Al-4V [J]. Acta Materialia, 2012, 60 (17): 6013.

[21] Wang K, Li M Q. Morphology and crystallographic orientation of the secondary α phase in a compressed α/β titanium alloy [J]. Scripta Materialia, 2013, 68 (12): 964.

[22] Obasi G C, Birosca S, Quinta F J, Preuss M. Effect of β grain growth on variant selection and texture memory effect during α?β?α phase transformation in Ti-6Al-4V [J]. Acta Materialia, 2012, 60 (3): 1048.

[23] Bhattacharyya D, Viswanathan G B, Denkenberger R, Furrer D, Fraser H L. The role of crystallographic and geometrical relationships between α and β phases in an α/β titanium alloy [J]. Acta Materialia, 2003, 51 (16): 4679.

[24] Leo P D G, Honniball P, Rugg D, Withers P J, Quinta F J, Preuss M. The effect of β phase on microstructure and texture evolution during thermomechanical processing of α+β Ti alloy [J]. Acta Materialia, 2013, 61: 3200.

[25] Germain L, Gey N, Humbert M, Vo P, Jahazi M, Bocher P. Texture heterogeneities induced by subtransus processing of near α titanium alloys [J]. Acta Materialia, 2008, 56: 4298.

[26] 李志尚，熊智豪，楊平，顧新福，顏孟奇，沙愛學。大型 TA19 鈦合金棒材形變及相變織構模擬 [J]. 稀有金屬材料與工程，2022, 51 (10): 3785.

[27] 王旭揚，權銀洙，李菊，陶軍，金俊龍，李文亞. TC11 鈦合金線性摩擦焊接頭組織及織構演變機制 [J]. 稀有金屬，2023, 47 (5): 692.

（注，原文標題：TA19鈦合金棒材鍛造過程中組織及織構演變規律研究）