1、序言

TA15是一種十分常見的近α型鈦合金，該合金具有中等強(qiáng)度以及良好的蠕變性能和耐高溫性能，因此在航空發(fā)動機(jī)結(jié)構(gòu)件、化學(xué)工程、海洋工程等領(lǐng)域均有大量應(yīng)用。由于該合金應(yīng)用領(lǐng)域廣泛，所以對其研究也十分廣泛[1-3]。

馬慶等[4]研究了TA15鈦合金雙道次熱壓縮變形軟化行為及等軸α相組織演變規(guī)律。結(jié)果表明，在雙道次熱壓縮試驗中，當(dāng)變形溫度較高以及應(yīng)變速率較小的條件下，TA15鈦合金流動應(yīng)力會降低；增加變形溫度、道次間隙保溫時間以及應(yīng)變速率，會提升合金的靜態(tài)軟化率。3種因素中，應(yīng)變速率對其影響較大；在道次間隙保溫過程中還可發(fā)現(xiàn)，組織中的等軸α相產(chǎn)生細(xì)化現(xiàn)象，合金的靜態(tài)軟化與細(xì)化程度呈正比。劉航等[5]研究了TA15鈦合金雙重?zé)崽幚砣龖B(tài)組織（等軸α相含量為10%～20%， 條狀α相含量為60%～70%，且組織混亂交織）中的片層α尺寸研究。結(jié)果表明，該合金三態(tài)組織的獲得條件為兩相區(qū)加熱后進(jìn)行空冷處理，當(dāng)提升熱處理溫度或延長保溫時間時，會增加組織中片層α相厚度，同時減小其長度。

因為熱處理是該合金強(qiáng)化的主要方法之一，所以傳統(tǒng)熱處理研究以兩相區(qū)（即相變點(diǎn)以下溫度）為主，很少涉及單相區(qū)（即相變點(diǎn)以上溫度），導(dǎo)致對單相區(qū)加熱后組織與力學(xué)性能關(guān)系研究較少。

本文對TA15合金進(jìn)行不同溫度的固溶處理，分析該合金經(jīng)兩相區(qū)和單向區(qū)固溶處理后的顯微組織與力學(xué)性能的關(guān)系，得到最適宜的固溶溫度，為該合金的實際應(yīng)用提供參考。

2、試驗材料與方法

本試驗研究材料為TA15鈦合金棒材，使用三次真空自耗電弧爐（VAR）熔煉澆成鑄錠，隨后鑄錠經(jīng)多次鍛造，最終制成直徑為150mm的棒材。

經(jīng)ICP測得棒材的化學(xué)成分為：w Al＝6.77%、w Mo＝1.74%、w V＝2.3%、w O＝0.221%、Ti余量。根據(jù)GB/T 23605—2009 《鈦合金轉(zhuǎn)變溫度β測定方法》，使用連續(xù)升溫金相法，在初生α相含量＜3%時，判斷為相變點(diǎn)，測得TA15鈦合金的相變點(diǎn)為985～990℃。隨后使用線切割將棒材切割成若干份，分別采用940℃、960℃、980℃、1000℃4種 不同溫度對其進(jìn)行加熱并保溫2h，隨后對熱處理后的試樣進(jìn)行水冷（即水淬，水溫為20℃）。對固溶處理后的試樣進(jìn)行顯微組織和力學(xué)性能測試，首先采用不同目數(shù)砂紙進(jìn)行粗磨、細(xì)磨，再進(jìn)行拋光腐蝕，隨后使用DMI型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織，采用7MHVS型維氏硬度計檢測硬度值，每組試樣檢測7個點(diǎn)，最后取平均值，檢測條件為HV5，再把經(jīng)固 溶處理后的合金加工成拉伸試樣，使用INSTRON型電子萬能拉伸試驗機(jī)對抗拉強(qiáng)度（R m）、屈服強(qiáng)度（R p0.2）、斷后伸長率（A）、斷面收縮率（Z）進(jìn)行測試。

3、試驗結(jié)果與分析

3.1 金相組織

圖1所示為經(jīng)不同固溶溫度處理后的金相組織。

由圖1可知，隨著固溶溫度的升高，組織中初生α相（晶體結(jié)構(gòu)為密排六方結(jié)構(gòu)）逐漸減少，在接近相變點(diǎn)時，初生α相含量減小十分明顯，在固溶溫度達(dá)到相變點(diǎn)以后，組織中初生α相完全消失，組織中析出大量細(xì)小的次生α' 相（晶體結(jié)構(gòu)為六方馬氏體結(jié)構(gòu)）。當(dāng)固溶溫度為940℃時，此時溫度為兩相區(qū)，其組織結(jié)構(gòu)還保留鍛造加工過程中的長條狀α相，且α相被拉伸加長，組織中只存在少量等軸α相；當(dāng)固溶溫度為960℃時，隨著溫度升高，組織中初生α相減少且等軸化程度升高；當(dāng)固溶溫度為980℃時，此時溫度接近相變點(diǎn)，組織中初生α相大幅度減少，并析出明顯的次生α' 相，這是因為合金在進(jìn)行固態(tài)處理時，溫度升高會使初生α相溶解到β相基體中，在后續(xù)冷卻過程中，β相發(fā)生固態(tài)相變，轉(zhuǎn)變?yōu)榫哂辛今R氏體結(jié)構(gòu)的次生α' 相，形成過飽和固溶體[6]；當(dāng)固溶溫度進(jìn)一步升高到1000℃時，溫度已經(jīng)達(dá)到單相區(qū)，初生α相完全溶解到β基體中，經(jīng)過水冷后，組織轉(zhuǎn)變?yōu)槲菏辖M織，形成粗大的β相晶粒，在β相晶粒內(nèi)部有大量細(xì)小次生α' 相（位置A）均勻分布，這是因為初生α相完全溶解，對β相晶粒的抑制作用消失，導(dǎo)致β相晶粒快速長大[7]。

3.2 維氏硬度

圖2所示為經(jīng)不同固溶溫度處理后的維氏硬度。

由圖2可知，隨著固溶溫度升高，硬度也逐漸升高，溫度在兩相區(qū)內(nèi)硬度升高較大，當(dāng)溫度到達(dá)單相區(qū)后，硬度值變化較小，其中4種不同固溶溫度的硬度值分別為287HV、300HV、311HV、315HV。合金的硬度值大小通常受到組織的影響較大，當(dāng)固溶溫度為940℃時，經(jīng)檢測得組織中初生α相含量為61%，在進(jìn)行硬度檢測時，取樣位置以初生α 相的硬度為主；當(dāng)固溶溫度為960℃時，組織中初生α相含量降至41%，此時硬度值受到初生α相、次生α' 相以及殘余β相影響，因為次生α' 相的晶體結(jié)構(gòu)為六方馬氏體，所以其硬度值比初生α相大，導(dǎo)致合金硬度升高[8]；當(dāng)溫度進(jìn)一步升高至980℃時，組織中僅有1.13%初生α相，因此組織以次生α' 相為主，導(dǎo)致合金硬度升高；當(dāng)溫度升高至1000℃

時，單相區(qū)溫度的組織中初生α相完全消失，相比980℃時，硬度取樣同樣以次生α' 相為主，導(dǎo)致合金硬度增加較小。

3.3 拉伸性能

圖3所示為經(jīng)不同固溶溫度處理后的拉伸性能。由圖3可知，隨著固溶溫度升高，合金抗拉強(qiáng)度隨固溶溫度升高而增加，其強(qiáng)度依次為931MPa、956MPa、988MPa、992MPa，合金屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度相似，均是隨固溶溫度升高而增加，其強(qiáng)度依次為810MPa、834MPa、868MPa、872MPa。在塑性方面，其趨勢與強(qiáng)度數(shù)值呈現(xiàn)相反趨勢，其斷后 伸長率依次為24%、17%、10%、5%，合金的斷面收縮率依次為47%、32%、21%、14%。

因為隨著固溶溫度的改變，合金的組織發(fā)生明顯改變，所以當(dāng)固溶溫度位于兩相區(qū)時，組織中包含大量的初生α相，在水冷中形成少量的次生α' 相，其中次生α' 相的含量對合金強(qiáng)度有較大的影響[9]。因為水冷形成次生α' 相的過程中，在其內(nèi)部會有位錯產(chǎn)生，所以合金拉伸時，在晶界處容易形成位錯塞積，會導(dǎo)致合金的強(qiáng)度升高。而組織中初生α相的含量對合金的塑性有較大的影響，因為在塑性變形時，組織中的初生α相會協(xié)調(diào)合金的形變，所以當(dāng)組織中初生α相含量較多時，組織中的平均自由程會減小，同時減小滑移帶的間距，使得拉伸中的位錯線均勻分布且減少位錯塞積，進(jìn)而延緩了拉伸時空洞的形核和長大，導(dǎo)致合金的塑性提高[10]。當(dāng)固溶溫度位于單相區(qū)時，組織中的初生α相完全消失，組織中有粗大的β相晶粒，拉伸時較容易形成空洞，從而導(dǎo)致合金塑性下降明顯[11]。

4、結(jié)束語

1）隨著固溶溫度的升高，組織中初生α相逐漸減少，在接近相變點(diǎn)時，初生α相含量減少十分明顯，在固溶溫度達(dá)到相變點(diǎn)后，組織中初生α相完全消失，組織中析出大量細(xì)小的次生α' 相。

2）隨著固溶溫度升高，硬度值逐漸升高，溫度在兩相區(qū)時硬度升高較大，當(dāng)溫度到達(dá)單相區(qū)后，硬度值變化較小，其中4種不同固溶溫度的硬度值最大為315HV。

3）隨著固溶溫度升高，合金抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均隨固溶溫度升高而增加，其抗拉強(qiáng)度最大值為992MPa，屈服強(qiáng)度最大值為872MPa，在塑性方面，其趨勢與強(qiáng)度數(shù)值呈現(xiàn)相反趨勢，斷后伸長率最大值為24%，斷面收縮率最大值為47%。

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