引言

TA15鈦合金名義成分為Ti-6al-2Zr-1Mo-1V，屬于近α型鈦合金，具有中等強度和良好的綜合性能，其強化機制主要是Ａl及其它元素的固溶強化，熱處理強化效果有限。在大規格TA15鈦合金鍛件或棒材的生產中，采用普通退火后產品性能的富余量經常較小或性能不能滿足標準要求[1－2]。

材料的性能，除了與材料本身的合金成分有關外，還取決于后續的加工工藝和熱處理制度。周義剛等[3]提出了高溫形變強韌化工藝（近β鍛造結合高低溫強韌化熱處理），將熱加工和熱處理有效的聯系在一起，獲得了約20%等軸α相、50% ～60%的網籃α相和β轉變基體的三態組織，使鈦合金的強度－韌性得到了較好匹配。但近β鍛造要求在相變點以下10～15℃進行鍛造，對于大規格棒材的生產來說，變形溫度區間狹窄，變形熱難以控制，且變形后要求立即水冷等條件，生產過程復雜，難以實現批量化。朱景川等[4]對初始組織為雙態組織的兩相鈦合金進行了雙重熱處理，獲得三態組織，但是該方法是否適用于TA15這類近α型鈦合金還有待研究。孫志超等[5－7]對TA15鈦合金等溫鍛件中三態組織的形成演變做了大量的研究工作，但主要集中在加工工藝參數對TA15鈦合金三態組織的影響規律，對后續的熱處理工藝研究較少。基于以上研究，通過普通退火、β單重退火和雙重熱處理獲得不同類型的組織，研究熱處理制度對大規格TA15鈦合金棒材組織和性能的影響規律，以期獲得較佳的熱處理工藝，提高大規格TA15鈦合金棒材的綜合性能。

1、實驗

實驗原料為西北有色金屬研究院提供的經過三次真空自耗電弧爐熔煉得到的TA15鈦合金鑄錠，其相變點為993℃。鑄錠在1250T快鍛機上開坯，經多火次墩粗、拔長至φ200mm棒材，其顯微組織如圖1所示。由圖1可以看出，棒材的原始組織為典型的α＋β兩相區加工組織，晶界完全破碎，由初生α相和β轉變基體組成。

在棒材上切取7批試樣，分別進行單重退火處理和雙重退火處理。單重退火處理溫度分別為（750、800、850、1020）℃ ×2ｈ／ＡC；雙重處理制度為975℃ ×1ｈ／WＱ＋（850、900、930）℃ ×2ｈ／ＡC。熱處理爐為ＲX箱式電阻爐，控溫精度為±5℃。

按照標準要求切取拉伸試樣、金相試樣及沖擊試樣。采用ＩＮSTＲＯＮ1185型電子拉伸試驗機進行拉伸性能測試。按照《GB/T229-2007金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》進行沖擊試驗，試樣尺寸為10mm×10mm×55mm，缺口類型為Ｕ型，每組測試均進行3組平行試驗。采用ＯlｙmｐusＰＭＧ3金相顯微鏡觀察顯微組織，采用imaｇeｐroｐlus60軟件對組織進行定量分析。

2、結果與分析

2.1　單重熱處理對組織的影響

圖2為TA15鈦合金棒材經不同溫度單重熱處理后的顯微組織。由圖2可以看出，合金經不同溫度的普通退火后，組織形貌變化不大。和原始Ｒ態組織相比，隨著退火溫度的升高，退火后組織的初生α相體積分數減少，并逐漸球化，次生片狀α相厚度有所增加。退火溫度由750℃升高到850℃后，初生α相的體積分數由60%下降到50%。當退火溫度升高到相變點以上的1020℃，即β退火后，合金組織發生顯著變化，初生α相完全消失，組織由粗大的魏氏體組成，α相平直的沿晶界析出，晶內由位向不同的細長α集束組成。

2.2　雙重熱處理對組織的影響

在雙重熱處理過程中，初生α相的體積分數主要取決于第一重熱處理溫度[5]。本研究第一重熱處理溫度都選定為975℃，主要考察第二重熱處理溫度對組織形貌的影響規律。圖3為TA15鈦合金棒材經第一重熱處理后的顯微組織。圖4為棒材經不同溫度雙重熱處理后的顯微組織。可以看出，當棒材經975℃高溫直接水冷后，組織由約10%的初生α相和少部分針狀α相和過飽和馬氏體α′相組成，隨后當經850℃第二重熱處理時，先前生成的雜亂的針狀α相粗化成網籃狀α，同時伴隨著β→α相的轉變以及部分等軸初生α相的長大，最終組織由體積分數約24%的初生等軸α相、55%編織交錯的網籃α相和β轉變組織組成的三態混合組織。當第二重熱處理溫度升高至900℃時，片狀α相的厚度由0.98μm增加到1.42μm，初生α相體積分數增加到27%，部分等軸α相呈短桿狀或點狀。當退火溫度繼續升高到930℃時，片狀α相的厚度增加到1.76μm，初生α相基本完全球化，其體積分數減少到196%。這表明第二重熱處理溫度對α相的體積分數和形貌都有顯著影響，隨著第二重熱處理溫度的升高，片狀α相逐漸粗化，而等軸初生α相含量先升高再減少。

和普通退火的單重熱處理相比，雙重熱處理后的次生片狀α相的形貌較為平直，且相互交錯成網狀，這是由于經歷了第一重的高溫水冷后，組織保留了大量加工產生的晶體缺陷，片狀α相的析出實質也是一個形核長大的過程，其形核的位置、晶核數量、長大速率與合金的成分及熱處理制度有關，并遵循一定的布拉格位向關系[8]。次生片狀α相一般首先在β晶界上形核，當次生片狀α相形核后，由于特定的位向關系，片狀α相首先迅速在長度方向上長大，直到接觸到β晶界或相界面等，片狀α相的厚度才開始增加。和普通退火相比，經高溫水冷后，組織中保留的晶體缺陷為片狀α相的形核提供了大量的形核質點和儲存能，促進了片狀α相的形成，因此表現為相互交錯的網籃形貌。隨著第二重熱處理溫度的升高，片狀α相形核的驅動能增加，片狀α相形核長大后，將有足夠的時間粗化。Sar ma等人[9]認為，在片狀α相的界面存在空洞和彎曲的結構，隨著溫度的升高，一方面會促進空洞擴張，最終部分片狀α相會開始斷裂、球化，從而導致初生α相含量增加；另一方面，隨著溫度升高，促進了α→β相轉變，部分初生α相逐漸開始球化溶解， α相含量減少。在兩者綜合作用的結果下，等軸初生α相的體積分數先增加再減少。

2.3　不同熱處理制度對拉伸性能的影響

圖5是TA15鈦合金的室溫拉伸性能隨不同熱處理制度的變化關系。在單重熱處理階段，合金的強度隨著退火溫度的升高而增大，當退火溫度由750℃增加到850℃時，抗拉強度由925MPa增加到986MPa。

在此范圍內，合金的塑性隨退火溫度的升高變化不大，延伸率基本保持在13%左右。當退火溫度超過相變點后，由于形成了魏氏體，塑性惡化，延伸率只有8%，合金的強度也顯著降低，因此在TA15鈦合金的加工過程中應避免形成該組織。合金的塑性主要由α相的體積分數決定，且隨著α相體積分數增加而增加，當初生α相超過20%時，塑性隨初生α相的體積分數增加變化不大，由于熱處理后的合金組織初生α相基本在50%以上，所以合金的塑性隨退火溫度的升高變化不大。熱處理強化的本質是強化相的析出，雖然TA15屬于近α鈦合金，但對于大規格的鍛件來說，TA15鈦合金鑄錠的化學成分實際上已經落入兩相合金范圍內，是可以進行強化的。

隨著退火溫度的升高，亞穩定β相分解，彌散析出的次生α相對TA15鈦合金起到釘扎作用，從而使強度升高。

在雙重熱處理階段，第二重熱處理溫度為850℃時，TA15鈦合金棒材的室溫抗拉強度為1005MPa，隨著第二重溫度升高到930℃，合金的抗拉強度下降到978MPa，延伸率由13%增加至175%。在三態組織中，等軸初生α相起著變形協調的作用，β轉變相中的片狀α相降低了等軸α相間的平均自由程，使滑移帶間距減小，位錯線分布均勻、細密，沒有局部位錯嚴重塞積現象，推遲了空洞的形核和發展，因而顯示稍高的塑性，同時保持了足夠的強度。在雙重熱處理過程中，隨著第二重熱處理溫度的升高，次生片層α相厚度增加，α／β相界相應減少，位錯滑移阻力減小，位錯難以塞積，因此強度下降，塑性增加[10]。

2.4　不同熱處理制度對沖擊性能的影響

圖6是不同熱處理制度對TA15鈦合金棒材沖擊韌性的影響，在單重熱處理階段，隨著退火溫度由750℃增加到850℃，沖擊韌性由512J/cm²增加到651J/cm²，當退火溫度超過相變點時，合金的沖擊韌性下降到588J/cm²，這與合金的強度隨退火溫度的變化趨勢一致。而在雙重熱處理過程中，隨著第二重熱處理溫度的升高，材料的沖擊韌性增加，當溫度升高至930℃時，其沖擊韌性高達933J/cm²，這與合金的強度隨溫度的變化趨勢相反。這說明合金的沖擊韌性與強度并非呈單一的線性關系。

同時也可以看出，合金經雙重熱處理后的沖擊韌性整體都高于普通退火。裂紋一般主要在初生α晶界、α／β相界或β晶粒的晶界上形成，初生α相是裂紋萌生和擴展的通道，材料的韌性不僅與初生α相的體積分數有關，還與α相的形貌有關，裂紋在形成過程中一般沿著相界面進行，裂紋可以平直的穿過或繞過α相，對于含有片狀α相的混合組織，若片狀α相的位向與主裂紋擴展方向相近，裂紋沿α片間通過；若片狀α相的位向與主裂紋走向不一致，裂紋穿過片層α相，但裂紋擴展至片層邊界，將產生停滯效應或被迫改變方向。對于不同類型的鈦合金組織來說，混合組織的沖擊韌性最好，片狀次之，等軸最差[11－12]。在本試驗中，普通退火后的等軸組織的沖擊韌性要高于β退火的魏氏體組織，這是由 于β退火后形成的魏氏體組織的片層α集束較為細小，裂紋可以平直的穿過。在雙重處理過程中，隨著溫度的升高，α相片層厚度的增加，裂紋擴展時產生的偏轉程度增加，斷裂時所需穿過的總路徑增加，吸收的能量也就越多，因此沖擊韌性增加。

綜上所述，在3種不同類型的熱處理制度中，β退火由于形成了單一片狀組織，塑性惡化，綜合性能最差；普通退火后，合金的性能可以滿足標準要求；經強韌化的雙重熱處理后，和普通退火相比，TA15鈦合金棒材的綜合力學性能得到一定程度的提高，當熱處理制度為975℃ ×1ｈ／WＱ＋850℃ ×2ｈ／ＡC時，此時合金具有良好的強韌性匹配，其室溫抗拉強度為1005MPa，屈服強度為914MPa，延伸率為13%，室溫沖擊韌性為722J/cm²。

3、結論

（1）普通退火對TA15鈦合金棒材的組織形貌影響不大，合金的強度和沖擊韌性隨退火溫度的升高而增加，塑性基本保持不變。

（2）強韌化的雙重熱處理過程中，第二重熱處理溫度主要影響片狀α相的厚度，隨著第二重熱處理溫度的升高，片狀α相的厚度增加，TA15鈦合金的強度降低，塑性和沖擊韌性增加。

（3）當熱處理制度為975℃ ×1ｈ／WＱ＋850℃×2ｈ／ＡC時，TA15鈦合金組織由約24%的初生等軸α相、55%左右的網籃α相和β轉變組織組成，此時合金具有良好的強韌性匹配。

參考文獻

[1]張旺峰，王玉會，李艷，等．TA15鈦合金的相變、組織與拉伸性能[Ｊ]．中國有色金屬學報，2010，20（增刊1）：523－527．

[2]張旺峰，王玉會，馬濟民．TA15鈦合金大鍛件熱處理強化及機制[Ｊ]．稀有金屬，2010，34（1）：1－5．

[3]周義剛，曾衛東，俞漢清．近β鍛造推翻陳舊理論發展了三態組織[Ｊ]．中國工程科學，2001，3（5）：61－66．

[4]朱景川，王洋，來忠紅，等．一種在雙相鈦合金中獲得三態組織的熱處理工藝：CＮ2009100734199[Ｐ]．2009－12－15．

[5]SunZC，HanFX，WuHL，etal．TrimodalmicrostructureeｖolutionoｆTA15Tialloｙunderconｖentionalｆorｇinｇcomｂinedｗitｈｇiｖensuｂseｑuentｈeattreatment[Ｊ]．Ｊournal of MaterialsprocessinｇTecｈnoloｇｙ，2016，229：72－81．

[6]SunZC，ＭaoXＪ，WuHL，etal．TrimodalmicrostructureandｐerｆormanceoｆTA15Tialloｙundernearβｆorｇinｇandｇiｖensuｂseｑuentsolutionandaｇinｇtreatment[Ｊ]．Ｍaterials ScienceandＥnｇineerinｇＡ，2016，654：113－123．

[7]SunZC，LiuL，ＹanｇH．ＭicrostructureeｖolutionoｆdiｆｆerentloadinｇｚonesdurinｇTA15alloｙmulticｙcleisotｈermallocalｆorｇinｇ[Ｊ]．ＭaterialsScienceandＥnｇineerinｇＡ，2011， 528（15）：5112－5121．

[8]劉磊，孫志超，楊合，等．變形歷程對TA15鈦合金等溫局部近β鍛微觀組織的影響[Ｊ]．中國有色金屬學報，2010，20（增刊1）：699－703．

[9]SｈarmaH，ＢoｈemenSＭCＶ，ＰetroｖＲH，etal．Tｈreedimensionalanalｙsisoｆmicrostructuresintitanium[Ｊ]．ＡctaＭaterialia，2010，58（7）：2399－2407．

[10]彭美旗，程興旺，鄭超，等．次生片層α相寬度對雙態組織TC4鈦合金動態壓縮性能及其絕熱剪切敏感性的影響[Ｊ]．稀有金屬材料與工程，2017，46（7）：1843－1849．

[11]徐戊矯，譚玉全，龔利華，等．退火溫度和冷卻速率對TC4鈦合金組織和性能的影響[Ｊ]．稀有金屬材料與工程，2016，45（11）：2932－2936．

[12]汪波，曾衛東，彭雯雯．不同鍛造工藝對TC4鈦合金棒材顯微組織與力學性能的影響[Ｊ]．鈦工業進展，2014，31（5）：14－18．