TA15 鈦合金是一種常見的近 α 型鈦合金，該合金的名義成分為 Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V，因?yàn)槠渚邆漭^優(yōu)異的高溫以及室溫強(qiáng)度、良好的可塑性、優(yōu)異的熱穩(wěn)定性和焊接性能良好等特性，在航天飛機(jī)的結(jié)構(gòu)件受到大量且廣泛的應(yīng)用，今年來，因?yàn)槠鋺?yīng)用領(lǐng)域不斷增加，對該合金的力學(xué)性能要求更加嚴(yán)格[1-2]。

目前對 TA15 鈦合金的研究較多，武小娟等[3]研究了 TA15 鈦合金不等厚 L 型材熱軋有限元模擬，結(jié)果表明：TA15 鈦合金進(jìn)行軋制時，會產(chǎn)生的變形熱較多，進(jìn)而提升合金軋件的溫度，不同道次的薄壁溫度不同。當(dāng)溫度較低時，需要重新將合金進(jìn)行補(bǔ)溫處理，提升軋制道次會增加合金的應(yīng)變，軋制過程中形成的彎曲變形現(xiàn)象通過添加楔形坯料會得到有效改善。安強(qiáng)等[4]研究了 TA15 鈦合金表面原位合成TiC 增強(qiáng)鈦基激光熔覆層的組織與耐磨性，結(jié)果表明：合金的涂層由 TiC 以及 CrTi4 等物相構(gòu)成，該涂層和合金的基體之間結(jié)合性良好，涂層區(qū)域的微觀組織由柱狀晶以及平面晶構(gòu)成，組織中心位置是典型的樹枝晶，在組織的頂部為等軸晶粒，經(jīng)測試可得，涂層區(qū)域的維氏硬度為 715 HV，其為 TA15 鈦合金硬度的2.1倍。

工業(yè)生產(chǎn)中的 TA15 鈦合金以棒材為主，而規(guī)格較多的棒材不同位置的組織會有所差異，本試驗(yàn)選取工業(yè)生產(chǎn)中常見的 TA15 鈦合金棒材，分析其不同位置的顯微組織和力學(xué)性能。

1、 試驗(yàn)材料與方法

本試驗(yàn)選用的鈦合金為經(jīng)兩次真空自耗熔煉爐熔煉，并經(jīng)多火次鍛造而成直徑為 150 mm 的 TA15鈦合金棒材，該合金原料為中間合金以及小顆粒海綿鈦，經(jīng)過 ICP 測得 TA15 鈦合金棒材的化學(xué)成分為（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）：6.75Al、1.72Mo、2.21V、0.21O、Ti 余量。使用連續(xù)升溫金相法測得試驗(yàn)使用的 TA15 鈦合金棒材的相變點(diǎn)為1010~1015℃。

將鍛造而成的棒材進(jìn)行整體熱處理，具體熱處理制度為 860℃×2h/AC（AC 表示室溫冷卻），隨后將棒材進(jìn)行切割，選取棒材心部、D/4處、邊部三個位置的試樣，觀察其微觀組織，并分別測試棒材T向（棒材橫向）和L向（棒材縱向）的室溫拉伸力學(xué)性能。使用ICX41M 型光學(xué)顯微鏡觀察棒材不同位置微觀組織，棒材不同位置室溫和高溫拉伸性能使用 INSTRON型萬能試驗(yàn)機(jī)測試，拉伸性能測試每組三個試樣，取測試平均值。

2、 結(jié)果與討論

2.1 棒材鍛態(tài)金相組織

圖 1為 TA15鈦合金棒材原始鍛態(tài)不同部位的金相組織，由圖 1 可得，該金相組織為明顯的兩相區(qū)鍛造所形成組織，組織中原始 β 晶粒破碎充分，無明顯β晶界，橫向和縱向組織差異性較小，其中邊部和 D/4處金相組織較為接近，組織由大量等軸 α相以及部分被拉長 α相構(gòu)成，并有明顯的 β轉(zhuǎn)變組織，β轉(zhuǎn)變組織內(nèi)部包含細(xì)小次生 α 相和殘余 β 相，D/4 處的金相組織等軸 α 相尺寸更大，次生 α 相尺寸更小。而組織中心部金相組織與其余位置差異較大，組織 α相形貌以棒狀為主，并有少量等軸 α 相，其中 β 轉(zhuǎn)變組織較少，總體分析，TA15 鈦合金棒材各個部位原始金相組織差異較大，等軸 α 相含量由邊部向心部逐漸減少，棒狀α相含量呈現(xiàn)出相反趨勢。

2.2 退火態(tài)金相組織

圖 2為 TA15鈦合金棒材經(jīng) 860℃×2h/AC退火處理的金相組織，棒材經(jīng)退火處理后，組織較原始鍛態(tài)組織相比，合金經(jīng)退火處理時，鍛造過程形成的變形晶粒會發(fā)生回復(fù)以及再結(jié)晶，在再結(jié)晶過程中，變形晶粒進(jìn)一步發(fā)生等軸化[5]，此時組織形狀以及尺寸不規(guī)則的 α 相含量較小，同時位于 α 相晶界處會產(chǎn)生一定量不均勻分布 β 轉(zhuǎn)變組織，隨著退火過程不斷進(jìn)行，組織中初生 α 相的相貌會等軸化明顯，β 轉(zhuǎn)變組織的含量也逐漸增加，組織主要包含等軸狀初生 α相以及β轉(zhuǎn)變組織。

在初生 α 相含量方面，邊部橫向組織初生 α 相含量為 53.0 %，平均晶粒直徑為 13.1μm，晶粒度級別為9.5 級，縱向組織初生 α 相含量為 50.7 %，平均晶粒直徑為 19.7 μm，晶粒度級別 8.4 級，經(jīng)對比發(fā)現(xiàn)，棒材邊部橫向以及縱向金相組織中初生 α向含量接近，但橫向金相組織等軸化程度較縱向要好，平均晶粒尺寸也較縱向組織要小。經(jīng)退火處理后鍛棒 D/4 處位置的金相組織與邊部接近，均是以等軸狀初生 α相以及 β 轉(zhuǎn)變組織為主，其中橫向組織中初生 α 相含量為 56.7 %，平均晶粒直徑 15.3 μm，晶粒度級別為 9.1級，縱向組織中初生 α 相含量為 53.1 %，平均 α 晶粒直徑為 23.6 μm，晶粒度級別 7.8 級，且橫向與縱向的初生 α相等軸化程度接近，差異性較小。而經(jīng)退火后鍛棒中心位置金相組織與其余位置差異性較大，經(jīng)檢測橫向組織初生 α 相含量為 20.5 %，平均 α 晶粒直徑為 20.1 μm，晶粒度級別為 8.3 級，縱向組織初生 α相含量為 17.4 %，平均 α晶粒直徑為 31.6 μm，晶粒度級別 7.0 級，可以發(fā)現(xiàn)經(jīng)退火處理后，棒材心部組織與鍛態(tài)組織類似，并無明顯變化。

2.3 退火態(tài)力學(xué)性能

經(jīng)上文金相組織分析，棒材經(jīng)退火處理后，D/4處組織均勻性最佳，故選取該部位試驗(yàn)進(jìn)行力學(xué)性能測試，表 1 為測試所得退火態(tài)棒材力學(xué)性能，由表1 可得，棒材的橫向與縱向力學(xué)性能差異性很小，并未發(fā)現(xiàn)明顯的各項(xiàng)異性，TA15 鈦合金的塑形變形以滑移為主并有少量孿生發(fā)現(xiàn)，合金在進(jìn)行塑形變形時，組織中滑移的開動首先在等軸狀 α 相中發(fā)生，等軸狀 α相的含量與尺寸對合金的塑形影響較大，其含量越大塑形值越高[5]，因?yàn)楹辖鸬慕鹣嘟M織中等軸狀α 相含量較多，導(dǎo)致合金的塑形較高，其斷后伸長率可達(dá) 17.5 %，而斷面收縮率可達(dá) 47 %，影響合金強(qiáng)度的主要因素為組織中次生 α相的含量越尺寸，其尺寸越細(xì)小，含量越多，合金強(qiáng)度越大，因?yàn)橥嘶饝B(tài)合金的組織中含有一定數(shù)量的次生 α相，合金在進(jìn)行塑形變形時，細(xì)小的次生 α 相會發(fā)生位錯塞積，若合金繼續(xù)變形，則需要施加更大的外力，導(dǎo)致合金強(qiáng)度升高，其最大抗拉強(qiáng)度可達(dá)989 MPa。

TA15 鈦合金棒材進(jìn)行沖擊試驗(yàn)過程中，其能量消耗通常以形成裂紋所需的功為主，通常情況下，組織的形貌有較多次生 α相時，其阻礙裂紋擴(kuò)展能力較等軸 α 相強(qiáng)，導(dǎo)致裂紋進(jìn)行擴(kuò)展時需要較高的能量，同時，當(dāng)次生 α 相含量較多時，會增加 α/β 界面總數(shù)，位錯在運(yùn)動過程中遇到的阻礙增加，進(jìn)行沖擊試驗(yàn)時，次生 α 相會降低組織之間協(xié)調(diào)性，增加應(yīng)力集中現(xiàn)象，裂紋較易形成，進(jìn)而進(jìn)行擴(kuò)展[6]。

3、 結(jié)論

（1）原始鍛態(tài)不同部位的金相組織為明顯的兩相區(qū)鍛造所形成組織，組織中原始 β 晶粒破碎充分，無明顯β晶界，橫向和縱向組織差異性較小。

（2）經(jīng)退火處理后，棒材邊部和 D/4 處的橫向以及縱向金相組織中初生 α向含量接近，但橫向金相組織等軸化程度較縱向要好，平均晶粒尺寸也較縱向組織要小，而經(jīng)退火后鍛棒中心位置金相組織與其余位置差異性較大。

（3）棒材經(jīng)退火處理后，棒材的橫向與縱向力學(xué)性能差異性很小，并未發(fā)現(xiàn)明顯的各項(xiàng)異性。

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