鈦合金具有密度低、比強度高、耐腐蝕、高低溫特性好等諸多優點，廣泛應用于航空航天、海洋工程、化工、醫療等領域。由于鈦合金熔煉過程要求苛刻，成形難度大，生產成本居高不下 ，限制了其更廣泛應用。目前，低成本加工成形技術是鈦合金低成本化的主要途徑之一 ，已成為當前鈦合金技術研究的熱點。

Ti-6Al-4V（TC4）是應用最廣泛的鈦合金，目前工業TC4鈦合金板材是將2~3次真空自耗電極電弧熔鑄成鈦合金圓錠，經開坯熱加工成扁錠，去除表層氧化皮后軋制成各種規格的板材。電子束冷床熔煉（electronbeamcoldhearthmelting，EB）有可直接熔鑄滿足軋制尺寸要求鈦合金扁錠的優勢，若直接用于板材軋制，較現行的真空自耗電極電弧熔鑄流程，可省去由圓錠開坯成扁錠的熱加工工序及相應的表面處理工序，從而縮短工藝流程和提高材料利用率，實現產品成本的降低。目前科研工作者在這方面已開展了一些研究，Ka‐linyuk等和Wood研究均表明，EB熔鑄TC4合金成分波動較兩次真空自耗電極電弧熔鑄的寬，軋制板材的力學性能與之相當或更好。馮秋元等研究了EB鑄坯直接軋制出合格的TC4鈦合金板材，通過提高材料利用率成本節省了37%。李渤渤等報道了單次EB熔鑄的TC4鈦合金鑄坯多火次軋制情況，結果表明鑄坯直軋的板材力學性能滿足國家標準要求，且顯微組織與力學性能達到鍛坯制備板材的水平。李渤渤研究了低成本TC4鈦合金寬幅板的研制，提出用0.6~2.0mm純鈦板包覆軋制EB熔鑄TC4鈦合金板坯的方法，可有效控制軋制裂紋的產生。王偉等研究了軋制火次對顯微組織、織構和力學性能的影響規律，同時研究了EB熔鑄TC4鈦合金鑄坯的熱變形行為并建立了本構方程。趙帥等研究了EB熔鑄TC4鑄錠單向及交叉軋制對顯微組織及力學性能的影響，發現兩次換向軋制得到的板材性能最佳。鈦合金鑄態組織為片層結構，必須通過兩相區的強烈變形才能使其等軸化 ，真空自耗電極電弧熔鑄流程TC4鈦合金板材的軋制溫度均在β相變點（Tβ）以下，目前關于EB熔鑄TC4鈦合金鑄坯在Tβ上、下直接軋制，對顯微組織、力學性能的影響研究鮮有報道。 

本文作者對EB熔鑄的TC4鈦合金扁錠，分別在Tβ上、下直接軋制，研究相應工藝條件對合金板材顯微組織和力學性能的影響規律，為完善EB鑄坯制備低成本TC4鈦合金板材工藝技術體系提供經驗和理論依據。

1、試驗材料與方法

1.1材料 

用0級海綿鈦、Al-55V合金和純鋁豆（Al≥99.9%，質量分數，下同），考慮到EB熔鑄過程中Al的揮發損失，將Al以7~8%的比例添加，其余成分按名義成分添加，原料先經真空自耗電極電弧爐熔煉1次，進行合金化和初步成分均勻化，然后在3150kW大型EB爐熔鑄成TC4鈦合金鑄錠，經銑面、修磨后得到尺寸為1250mm×200mm×7800mm的扁錠，分切后進行軋制，扁錠的實物圖及金相組織如圖1所示。采用連續升溫金相法測得相變溫度為（995±5）℃。

圖1EB熔鑄的TC4扁錠及其金相組織

1.2軋制工藝 

試驗設置A、B兩種工藝，均分3個軋程軋制得到8mm厚度的板材，第1軋程沿鑄錠長度方向軋制，第2軋程換向軋制，第3軋程軋制方向與第2軋程的相同，單個軋程變形量約為60%。工藝A第1軋程加熱溫度為（965±5）℃，工藝B第1軋程加熱溫度為（1065±5）℃；兩種工藝第2軋程加熱溫度為（945±5）℃；工藝A第3軋程加熱溫度為（930±5）℃，工藝B第3軋程加熱溫度為（920±5）℃。1.3分析檢測金相試樣用V（HF）∶V（HNO3）∶V（H2O）=1∶3∶7腐蝕液浸蝕，在OLYMPUSGX51光學顯微鏡和GeminiSEM300場發射掃描電子顯微鏡上進行顯微組織觀察；拉伸性能檢測在Instron1251型萬能試驗機上進行，力學性能測試后對試樣的拉伸斷口形貌進行觀察，用Image-ProPlus軟件對顯微組織進行測量和統計分析。

2、結果分析與討論

2.1表面質量 

圖2 為TC4鈦合金板扁錠第1軋程軋制變形后的板材形貌。板材表面均呈黃褐色，這是由于在加熱及軋制過程中板坯氧化所致，依據氧化色判斷為淺表氧化。工藝A第1軋程得到的半成品板面出現多處宏觀裂紋，板面中部裂紋最深為3mm，邊部裂紋尤為突出，最深裂紋為5mm。工藝B得到的半成品表面質量較好，僅出現較少的淺表裂紋，最深為0.5mm，邊部表面質量明顯改善。兩種工藝的第2、3軋程軋制后表面質量較好，僅出現少許淺表裂紋。

圖2第1軋程軋制后的板材形貌

第1軋程軋制前對鑄錠長時間的駐爐加熱勢必在其表層形成富氧α層，其是一種硬脆相，在軋制變形時易產生微裂紋。試驗扁錠顯微組織為魏氏組織，本身塑性差，在軋制中由于表層散熱及與低溫軋輥接觸傳熱，使淺表金屬降溫較快，進而導致淺表金屬塑性下降，在軋制過程中協調變形能力變差。而淺表區域在軋制過程中變形應力高、應變大，為表層微裂紋擴展提供了有利條件，板坯邊部降溫更快，材料塑性更低，導致開裂更嚴重。工藝B第1軋程加熱溫度為1065℃，TC4合金進入β單相區，晶體結構轉變為體心立方結構而具有更多滑移系，溫度升高，滑移系的臨界分切應力降低，材料塑性變形能力增強，更高的加熱溫度減弱了表層降溫較快的影響，因此表面開裂明顯改善。

對第1軋程半成品板材試樣進行拉伸測試，工藝A第1軋程板材橫向（TD）的伸長率為9%，斷面收縮率為27%；工藝B第1軋程板材TD方向的伸長率為9%，斷面收縮率為20%，塑性指標明顯改善。文獻研究表明，TC4鑄坯第1軋程板材表層和心部組織不均勻，表層的片層α更易被破碎和等軸化，塑性更好。同時，由于板材厚度減薄，第2、3軋程坯料均熱所需的駐爐時間縮短，表層氧化程度減輕。因此，后續兩個軋程的板材表面質量好轉。

2.2顯微組織 

工藝A第1軋程半成品板材的金相組織如圖3a所示。可以看出，初生α呈多種形態，由EB鑄態長片狀部分斷裂為多個連續的短棒狀α，部分仍為片狀α，但長寬比較鑄態明顯變小，局部出現等軸α，顯微組織不均勻。工藝B第1軋程半成品板材金相組織如圖3d所示。為細片層α和β晶界，與鑄態組織相比，α片層顯著變薄，β晶粒內出現多個不同取向的α集束并相互截斷。工藝A第2軋程軋制后板材的金相組織如圖3b所示。α破碎更充分，顯微組織主要由等軸初生α和β轉變組織構成，且有次生α析出，存在個別拉長的α條。工藝B第2軋程軋制后板材的組織，如圖3e所示。主要由短棒狀初生α、等軸初生α和β轉變組織構成，局部存在與軋制方向（RD）同向的長條狀α，較工藝A初生α相比例高、β相比例低。工藝A第3軋程軋制后組織破碎得更充分（圖3c），初生α長寬比進一步減小，而工藝B第3軋程軋制后初生α相沿RD方向被拉長，呈纖維狀（圖3f），初生α相間存在β相，與工藝A相比，工藝B條件下α等軸化程度低。

圖3不同工藝TC4鈦合金板材的金相組織

對第1軋程半成品板材橫截面中心區域進行掃描電鏡觀察，如圖4所示?？梢钥闯?，兩種工藝的顯微組織顯著不同。工藝A在α+β兩相區變形，最顯著的變化為片層α解體，圖4a為β相沿α/α亞晶界嵌入的形態，β相將片層初生α分割成多個成串的短棒狀α。Salishchev等研究給出了片層α分解的機制，在兩相區變形時，α相和β相連續再結晶，變形在α片層中形成的小角度晶界、大角度晶界、剪切帶和孿晶等缺陷造成了α片層的分解。測得鑄態組織α片層平均厚度約為1.4μm，第1軋程半成品板材α條厚度約為4.8μm，片層α明顯長大。工藝B在β單相區變形，得到魏氏組織，文獻指出TC4鈦合金在Tβ以上變形機制是大晶粒的超塑性變形，因此原始組織未破碎，顯微組織如圖4b 所示。β晶粒內形成多個小的α集束，不同取向的集束相互截斷，組成集束的α片層更薄，厚度約為0.5μm，遠小于鑄態片層厚度，這是由于第1軋程后處于空冷狀態，半成品板材變薄，冷卻速度快，α相不僅可在晶界上生核，同時在β晶粒內部可獨立生核，這樣α集束數目增多。

初生α等軸化是兩種工藝第2軋程軋制后顯微組織特征。徐勇認為，TC4鈦合金在α+β兩相區變形過程中，片層α相的等軸化是其塑性變形過程的重要行為，動態再結晶被認為是片層組織等軸化的重要機制，文獻研究表明，鈦合金片層組織球化的前提是α片層解體。結合工藝A第1軋程板材的顯微組織，可以推斷，在第2軋程軋制過程中片層α解體更充分，動態再結晶實現了等軸化。由圖3b、e可以看出，片狀α在第2軋程有效破碎，初生α晶粒邊緣有鋸齒狀突出，表明初生α以弓出機制長大。對第2軋程軋制后的初生α尺寸進行統計分析，結果見表1。用λ表示長寬比，工藝A條件下λ≤1.5的部分比工藝B的幾乎高出一倍，表明工藝A對原始組織破碎更充分；而λ≤3的部分，工藝B比A僅僅低4%，表明薄片層組織在Tβ下更易破碎和球化，董顯娟等研究TA15鈦合金片層α球化行為時發現相同的規律?？赡芤驗橄嗤w積內薄片層組織的片層數量更多，在相同變形條件下α晶內產生小角度晶界、大角度晶界、剪切帶和孿晶等缺陷的密度增加，為片層α解體創造了條件。因此，片層α的變薄是工藝B第2軋程組織細化的前提。工藝B第3軋程軋制后呈纖維特征，可能與軋制溫度較低，動態再結晶程度較低有關。同時，第3軋程軋制方向與第2軋程相同，不利于組織的破碎。

圖4第1軋程軋制后半成品板材的掃描電鏡照片

表1第2軋程軋制后初生α長寬比的比例%

2.3力學性能 

表2 為第3軋程軋制后TC4鈦合金板材的拉伸測試結果。工藝A獲得板材TD方向的抗拉強度Rm為939MPa、屈服強度Rp0.2為850MPa、斷后伸長率A為12.5%，工藝B獲得板材TD方向的Rm為926MPa、Rp0.2為884MPa、A為16.5%，均滿足GB/T3621—2007中對TC4鈦合金板材室溫力學性能的要求（Rm≥895MPa、Rp0.2≥830MPa、A≥10%），表明兩種工藝均能獲得力學性能合格的板材。兩種工藝條件下沿RD方向的抗拉強度均較TD方向的高，工藝A條件下高出19MPa，工藝B條件下高出48MPa，這可能與第3軋程軋制后初生α晶粒長度方向與RD方向相同有關，當沿RD拉伸時，拉伸軸與拉長的條狀α成較小角度，相互平行的條狀α起到增強作用；當沿TD方向拉伸時，拉伸軸與條狀α相呈較大角度，使條狀α相間的聯系大幅減弱，導致條狀α的增強作用基本消失。工藝B獲得的TC4鈦合金板材，β相以片層狀和小島狀存在，分散更均勻，增加了兩相界面，從而屈服強度較高。工藝B獲得的板材RD和TD方向的塑性指標相當，工藝A條件下伸長率明顯各向異性，這可能與軋制織構有關，織構是影響合金力學性能各向異性的主要因素之一。

表2第3軋程軋制后TC4鈦合金板材的室溫拉伸性能

2.4斷口形貌 

圖5為兩種工藝下第3軋程軋制所得板材的室溫拉伸斷口的微觀形貌。工藝A條件下沿RD和TD方向的斷口均呈現出大小不等的韌窩，韌窩中均有孔洞，表現出韌窩-微孔聚集型斷裂特征。工藝B條件下沿TD方向斷口同時存在撕裂棱、河流狀花樣和韌窩，表現出準解理斷裂和韌性斷裂混合特征。沿RD方向的斷口韌窩較深較大并呈等軸狀，局部大韌窩中有小韌窩，存在多處孔洞，表現出韌窩-微孔聚集型斷裂特征。

圖5第3軋程軋制后TC4鈦合金板材的斷口形貌

2.5討論 

以EB爐熔鑄的TC4鈦合金扁錠為坯料，通過直接軋制工藝生產鈦合金板材，與真空自耗電極電弧熔煉流程生產板材相比，省去了鑄坯開坯環節，工藝流程變短，同時也省去了開坯后的銑面、修磨等需人工處理的瓶頸環節，提高了材料利用率和生產效率，從而降低生產成本。雖然在兩種工藝條件下均能獲得性能合格的產品，但Tβ以下進行第1軋程導致中間半成品表面開裂，需通過大量表面修磨才能去除，不適合工業大批量生產和降低成本的技術目標。而在Tβ以上進行第1軋程，利用了TC4鈦合金在Tβ以上塑性變形能力提升的性質，半成品板材表面質量明顯改善，這與鈦合金鍛件需要在Tβ溫度以上開坯的原理相同。但Tβ以上進行第1軋程獲得的依然是魏氏組織，片層組織的破碎承壓到后續軋制環節，研究發現，第1軋程軋制后的片層組織相比鑄態片層組織更薄更密，在后續軋制過程中有利于組織細化，第2軋程軋制取得了較好地破碎和球化效果，但仍存在長條狀的初生α，在第3軋程軋制后組織均勻性改善。本研究中目標板材厚度為8mm，第2、3軋程軋制的單次變形量均接近60%，較大的變形量為組織的細化和均勻化提供了有利條件。然而用相同厚度的鑄坯直接軋制更厚規格板材，Tβ以下的累計變形量勢必減小，相關工藝需進一步研究。 

3 結論

1）以EB爐熔鑄的TC4鈦合金扁錠為坯料，用A、B兩種工藝，分3個軋程制備8mm厚度的鈦合金板材，第1軋程的加熱溫度顯著影響半成品板材的表面質量，工藝A加熱溫度在Tβ以下（965℃），半成品板材表面出現嚴重的宏觀裂紋，而工藝B加熱溫度在Tβ以上（1065℃），半成品板材表面質量顯著改善，得到薄片層α的魏氏組織，片層厚度減薄有利于組織的破碎，從而工藝B第2軋程后板材初生α細化程度與工藝A相當，第3軋程軋制后組織均勻性進一步提高。

2）兩種工藝第3軋程變形后，工藝A獲得板材TD方向的Rm為939MPa、Rp0.2為850MPa、A為12.5%，工藝B獲得板材TD方向的Rm為926MPa、Rp0.2為884MPa、A為16.5%，均滿足GB/T3621—2007中對TC4鈦合金板材室溫力學性能的要求，但工藝B制備的板材Rp0.2較高且表現出各向異性。因此，推薦采用工藝B，即第1軋程加熱溫度為1065℃、第2軋程為945℃、第3軋程為920℃和單次變形量約為60%的工藝來實施EB鑄坯直接軋制TC4鈦合金板材。