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(qiáng)度和良好的綜合性能，其強(qiáng)化機(jī)制主要是Al及其它元素的固溶強(qiáng)化，熱處理強(qiáng)化效果有限。在大規(guī)格TA15鈦合金鍛件或棒材的生產(chǎn)中，采用普通退火后產(chǎn)品性能的富余量經(jīng)常較小或性能不能滿足標(biāo)準(zhǔn)要求［1－2］。

材料的性能，除了與材料本身的合金成分有關(guān)外，還取決于后續(xù)的加工工藝和熱處理制度。 周義剛等［3］提出了高溫形變強(qiáng)韌化工藝（近β鍛造結(jié)合高低溫強(qiáng)韌化熱處理），將熱加工和熱處理有效的聯(lián)系在一起，獲得了約20％等軸α相、50％～60％的網(wǎng)籃α相和β轉(zhuǎn)變基體的三態(tài)組織，使鈦合金的強(qiáng)度－韌性得到了較好匹配。

但近β鍛造要求在相變點(diǎn)以下10～15℃進(jìn)行鍛造，對于大規(guī)格棒材的生產(chǎn)來說，變形溫度區(qū)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(chǎn)過程復(fù)雜，難以實(shí)現(xiàn)批量化。朱景川等［4］對初始組織為雙態(tài)組織的兩相鈦合金進(jìn)行了雙重?zé)崽幚恚@得三態(tài)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(tài)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(shù)對TA15鈦合金三態(tài)組織的影響規(guī)律，對后續(xù)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?zé)崽幚慝@得不同類型的組織，研究熱處理制度對大規(guī)格TA15鈦合金棒材組織和性能的影響規(guī)律，以期獲得較佳的熱處理工藝，提高大規(guī)格TA15鈦合金棒材的綜合性能。

1、實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)原料為西北有色金屬研究院提供的經(jīng)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(diǎn)為993℃。

鑄錠在1250Ｔ快鍛機(jī)上開坯，經(jīng)多火次墩粗、拔長至200ｍｍ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(qū)加工組織，晶界完全破碎，由初生α相和β轉(zhuǎn)變基體組成。

在棒材上切取7批試樣，分別進(jìn)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(biāo)準(zhǔn)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(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸性能測試。

按照《ＧＢ/Ｔ229—2007金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》進(jìn)行沖擊試驗(yàn)，試樣尺寸為10ｍｍ×10ｍｍ×55ｍｍ，缺口類型為Ｕ型，每組測試均進(jìn)行3組平行試驗(yàn)。采用ＯｌｙｍｐｕｓＰＭＧ3金相顯微鏡觀察顯微組織，采用ｉｍａｇｅｐｒｏｐｌｕｓ6.0軟件對組織進(jìn)行定量分析。

2、結(jié)果與分析

2.1單重?zé)崽幚韺M織的影響

圖2為TA15鈦合金棒材經(jīng)不同溫度單重?zé)崽幚砗蟮娘@微組織。

由圖2可以看出，合金經(jīng)不同溫度的普通退火后，組織形貌變化不大。和原始Ｒ態(tài)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?jǐn)?shù)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?jǐn)?shù)由60％下降到50％。當(dāng)退火溫度升高到相變點(diǎn)以上的1020℃，即β退火后，合金組織發(fā)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(nèi)由位向不同的細(xì)長α集束組成。

2.2雙重?zé)崽幚韺M織的影響

在雙重?zé)崽幚磉^程中，初生α相的體積分?jǐn)?shù)主要取決于第一重?zé)崽幚頊囟龋?］。

本研究第一重?zé)崽幚頊囟榷歼x定為975℃，主要考察第二重?zé)崽幚頊囟葘M織形貌的影響規(guī)律。圖3為TA15鈦合金棒材經(jīng)第一重?zé)崽幚砗蟮娘@微組織。

圖4為棒材經(jīng)不同溫度雙重?zé)崽幚砗蟮娘@微組織。

可以看出，當(dāng)棒材經(jīng)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(dāng)經(jīng)850℃第二重?zé)崽幚頃r(shí)，先前生成的雜亂的針狀α相粗化成網(wǎng)籃狀α，同時(shí)伴隨著β→α相的轉(zhuǎn)變以及部分等軸初生α相的長大，最終組織由體積數(shù)約24％的初生等軸α相、55％編織交錯的網(wǎng)籃α相和β轉(zhuǎn)變組織組成的三態(tài)混合組織。

當(dāng)?shù)诙責(zé)崽幚頊囟壬咧?00℃時(shí)，片狀α相的厚度由0.98μｍ增加到1.42μｍ，初生α相體積分?jǐn)?shù)增加到27％，部分等軸α相呈短桿狀或點(diǎn)狀。當(dāng)退火溫度繼續(xù)升高到930℃時(shí)，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?jǐn)?shù)減少到19.6％。

這表明第二重?zé)崽幚頊囟葘Ζ料嗟捏w積分?jǐn)?shù)和形貌都有顯著影響，隨著第二重?zé)崽幚頊囟鹊纳撸瑺瞀料嘀饾u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?zé)崽幚硐啾龋p重?zé)崽幚砗蟮拇紊瑺瞀料嗟男蚊草^為平直，且相互交錯成網(wǎng)狀，這是由于經(jīng)歷了第一重的高溫水冷后， 組織保留了大量加工產(chǎn)生的晶體缺陷，片狀α相的析出實(shí)質(zhì)也是一個(gè)形核長大的過程，其形核的位置、晶核數(shù)量、長大速率與合金的成分及熱處理制度有關(guān)，并遵循一定的布拉格位向關(guān)系［8］。

次生片狀α相一般首先在β晶界上形核，當(dāng)次生片狀α相形核后，由于特定的位向關(guān)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(jīng)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(zhì)點(diǎn)和儲存能，促進(jìn)了片狀α相的形成，因此表現(xiàn)為相互交錯的網(wǎng)籃形貌。

隨著第二重?zé)崽幚頊囟鹊纳撸瑺瞀料嘈魏说尿?qū)動能增加，片狀α相形核長大后，將有足夠的時(shí)間粗化。Ｓｈａｒ.ｍａ等人［9］認(rèn)為，在片狀α相的界面存在空洞和彎曲的結(jié)構(gòu)，隨著溫度的升高，一方面會促進(jìn)空洞擴(kuò)張，最終部分片狀α相會開始斷裂、球化，從而導(dǎo)致初生α相含量增加；另一方面，隨著溫度升高，促進(jìn)α→β相轉(zhuǎn)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(jié)果下，等軸初 生α相的體積分?jǐn)?shù)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(guān)系。在單重?zé)崽幚黼A段，合金的強(qiáng)度隨著退火溫度的升高而增大，當(dāng)退火溫度由750℃增加到850℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度由925MPa增加到986MPa。

在此范圍內(nèi)，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(dāng)退火溫度超過相變點(diǎn)后，由于形成了魏氏體，塑性惡化，延伸率只有8％，合金的強(qiáng)度也顯著降低，因此在TA15鈦合金的加工過程中應(yīng)避免形成該組織。

合金的塑性主要由α相的體積分?jǐn)?shù)決定，且隨著α相體積分?jǐn)?shù)增加而增加，當(dāng)初生α相超過20％時(shí)，塑性隨初生α相的體積分?jǐn)?shù)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(qiáng)化的本質(zhì)是強(qiáng)化相的析出，雖然TA15屬于近α鈦合金，但對于大規(guī)格的鍛件來說，TA15鈦合金鑄錠的化學(xué)成分實(shí)際上已經(jīng)落入兩相合金范圍內(nèi)，是可以進(jìn)行強(qiáng)化的。

隨著退火溫度的升高，亞穩(wěn)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(qiáng)度升高。

在雙重?zé)崽幚黼A段，第二重?zé)崽幚頊囟葹?50℃時(shí)，TA15鈦合金棒材的室溫抗拉強(qiáng)度為1005MPa，隨著第二重溫度升高到930℃，合金的抗拉強(qiáng)度下降到978MPa，延伸率由13％增加至17.5％。

在三態(tài)組織中，等軸初生α相起著變形協(xié)調(diào)的作用，β轉(zhuǎn)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(xì)密，沒有局部位錯嚴(yán)重塞積現(xiàn)象，推遲了空洞的形核和發(fā)展，因而顯示稍高的塑性，同時(shí)保持了足夠的強(qiáng)度。在雙重?zé)崽幚磉^程中，隨著第二重?zé)崽幚頊囟鹊纳撸紊瑢应料嗪穸仍黾樱?β相界相應(yīng)減少，位錯滑移阻力減小，位錯難以塞積，因此強(qiáng)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?zé)崽幚黼A段，隨著退火溫度由750℃增加到850℃，沖擊韌性由51.2J/cm²增加到65.1J/cm²，當(dāng)退火溫度超過相變點(diǎn)時(shí)，合金的沖擊韌性下降到58.8J/cm²，這與合金的強(qiáng)度隨退火溫度的變化趨勢一致。

而在雙重?zé)崽幚磉^程中，隨著第二重?zé)崽幚頊囟鹊纳撸牧系臎_擊韌性增加，當(dāng)溫度升高至930℃時(shí)，其沖擊韌性高達(dá)93.3J/cm2，這與合金的強(qiáng)度隨溫度的變化趨勢相反。這說明合金的沖擊韌性與強(qiáng)度并非呈單一的線性關(guān)系。

同時(shí)也可以看出，合金經(jīng)雙重?zé)崽幚砗蟮臎_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(kuò)展的通道，材料的韌性不僅與初生α相的體積分?jǐn)?shù)有關(guān)，還與α相的形貌有關(guān)，裂紋在形成過程中一般沿著相界面進(jìn)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(kuò)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(kuò)展至片層邊界，將產(chǎn)生停滯效應(yīng)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(yàn)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(xì)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(kuò)展時(shí)產(chǎn)生的偏轉(zhuǎn)程度增加，斷裂時(shí)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(biāo)準(zhǔn)要求；經(jīng)強(qiáng)韌化的雙重?zé)崽幚砗螅推胀ㄍ嘶鹣啾龋琓A15鈦合金棒材的綜合力學(xué)性能得到一定程度的提高，當(dāng)熱處理制度為975℃×1h/WQ＋850℃×2h/AC時(shí)，此時(shí)合金具有良好的強(qiáng)韌性匹配，其室溫抗拉強(qiáng)度為1005MPa，屈服強(qiáng)度為914MPa，延伸率為13％，室溫沖擊韌性為72.2J/cm²。

3、結(jié)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(qiáng)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(qiáng)韌化的雙重?zé)崽幚磉^程中，第二重?zé)崽幚頊囟戎饕绊懫瑺瞀料嗟暮穸龋S著第二重?zé)崽幚頊囟鹊纳撸瑺瞀料嗟暮穸仍黾樱琓A15鈦合金的強(qiáng)度降低，塑性和沖擊韌性增加。

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

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