引言

TA15鈦合金屬于高Al當量的近α型鈦合金，其名義成分為Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V。該合金具有良好的焊接性能和工藝塑性，可用于生產厚板、薄板、型材、鍛件、模鍛件、棒材和線材等，在飛機發動機和飛機結構件中得到廣泛的應用［1－3］。

TA15鈦合金通常是在普通退火狀態下使用，其主要強化機制是α穩定元素Al的固溶強化，一般認為不能通過熱處理對其進行強化。然而，當對該合金成分進行調整，使β穩定元素含量提高（β穩定系數K_β＞0.3）而落入（α＋β）兩相合金范圍時，就存在通過熱處理強化TA15鈦合金的可能性。

本研究對K_β＞0.3的TA15鈦合金中厚板材在750～1010℃進行了熱處理，分析了該區間內熱處理對板材組織及室溫力學性能的影響規律，旨在為TA15鈦合金中厚板材的生產提供一定的有益參考。

1、實驗

1.1實驗材料

實驗用原材料為45mm厚的熱軋TA15鈦合金板材，金相法測得其相變點為990～995℃，其主合金成分見表1，β穩定系數Kβ＝0.32。

1.2實驗方案

實驗設備為箱式電阻爐（控溫精度：±3℃），熱處理制度為（750～1010）℃×1ｈ／AC，方案共分為9組，其中1～8組為普通退火，退火溫度依次為750、780、800、830、850、880、900、950℃；第9組為β退火，退火溫度為1010℃。

室溫性能測試采用φ5mm的標準試樣，試樣方向為板材橫向，每組3個，實驗結果取其平均值。

拉伸性能測試設備為instron-1185拉伸試驗機。顯微組織（板材橫截面）觀測在OlympusMPG3金相顯微鏡上完成。

2、結果與討論

2.1退火溫度對顯微組織的影響

圖1為經不同溫度退火后TA15鈦合金中厚板材的顯微組織。

從圖1可以看出，在兩相區退火（750～950℃）后，TA15鈦合金中厚板材的組織均為雙態組織，即由初生α相＋針狀（α＋β）相或初生α相＋次生α相＋殘余β相組成。當退火溫度為750℃時，初生α相由等軸α相和部分長條α相組成。當退火溫度在780℃以上時，初生α相基本均為等軸α相，且隨著退火溫度的升高，初生α相含量從約70％逐步降低至約30％（950℃退火時），次生α相逐步析出并長大，至880℃時次生α相明顯長大；從900℃開始，次生α相開始粗化；當退火溫度為950℃時，次生α相粗化明顯。在β相區1010℃退火時，顯微組織為細小的針狀（α＋β）組織，如圖2ｉ所示，其β晶粒粗大，內部雜亂分布著細長、平直針狀α相，并且由于冷速慢而存在著晶界α相。

本研究中的TA15鈦合金實際上屬于兩相合金（Kβ＝0.32），其再結晶開始溫度約為800℃，再結晶終了溫度約為950℃。因而在800℃以下，如750～780℃退火時，合金主要發生回復過程。由于發生了多邊形化過程而形成亞結構，其組織形貌仍保留熱軋態組織，例如動態再結晶形成的等軸α相以及變形壓扁的長條α相等。在800～950℃退火時，合金組織不僅發生α相和β相的再結晶，同時還會發生亞穩β相分解及次生α相的析出：①在800～880℃退火時，隨著退火溫度的升高，組織中長條狀次生α相逐漸析出，初生α相逐步等軸化；②880℃以上退火，次生α相明顯長大并粗化，同時初生α相結晶更充分、晶粒逐漸長大。當β退火空冷后，形成了粗大魏氏體以及晶界α相。

2.2退火溫度對拉伸性能的影響

圖2為經不同溫度退火后TA15鈦合金中厚板材的室溫拉伸性能。由圖2ａ可以看出，當退火溫度在750～880℃時，隨著退火溫度的升高，抗拉強度和屈服強度均呈現先降低后升高的趨勢，且兩者在880℃均達到峰值，其中抗拉強度約增加86MPa，屈服強度約增加19MPa；在880℃以上時，強度均隨著退火溫度的升高而下降，尤其是β退火后，強度降幅更顯著，如抗拉強度和屈服強度分別降低了80MPa和138MPa。顯然退火溫度對抗拉強度和屈服強度的影響規律大體上是一致的，但在具體變化幅度和區間上，兩者有一定的區別，如在750～880℃退火時，抗拉強度在780℃附近出現微小的波谷，而屈服強度在850℃附近出現谷值，其中抗拉強度和屈服強度在波峰和波谷的差值分別為95MPa和110MPa。由抗拉強度和屈服強度的差值曲線同樣可以看出，在750～780℃時，兩者的變化幅度基本一致；在780℃以上，兩者的差值迅速變大（屈服強度的變化更顯著）并在850℃附近達到第一個峰值（約為117MPa）；在850～900℃時，兩者的變化幅度逐步縮小，在900℃出現谷值（約為92MPa）；在780℃之后，兩者的差值又迅速拉大（屈服強度的降幅更顯著），在1010℃時達到第二個峰值（約為171MPa）。對9組強度數據進行統計分析可知，抗拉強度的平均波動為2.4％，最大波動為5.5％；屈服強度的平均波動為4.4％，最大波動為10.1％（出現在1010℃，β退火時），這也說明在750～1010℃退火時，屈服強度的波動較抗拉強度要更劇烈。由圖2ｂ可以看出，在750～880℃時，隨著退火溫度的升高，延伸率和斷面收縮率均呈現先升高后降低的趨勢，且兩者均在880℃出現波谷；在880℃以上時，塑性隨退火溫度的升高而升高，且在950℃出現峰值；當退火溫度處于β相區（1010℃）時，塑性急劇下降，延伸率和斷面收縮率分別為10％和18％，兩者僅約為兩相區退火時的50％。

出現上述現象的原因是在800℃以下退火時，板材因發生回復而消除了熱軋過程產生的內應力，因而在性能上表現為強度下降而塑性升高；在800～950℃退火時，板材同時發生再結晶軟化和次生α相強化過程，因而退火后TA15鈦合金中厚板材的性能變化取決于這兩種因素何時起主導作用。其中，在800～880℃退火時，由于次生α相的強化占主導作用，因而板材的抗拉強度隨退火溫度的升高而增大，且在880℃達到峰值。880℃以上退火，次生α相明顯長大并粗化，其強化作用大大減弱，這時再結晶軟化作用占主導地位，因而板材的抗拉強度隨退火溫度的升高而降低。當在1010℃β退火時，由于組織中存在粗大魏氏體以及晶界α相而使強度和塑性同時急劇下降。對于800～880℃退火時，屈服強度與抗拉強度變化規律不一致（例如在830～850℃出現谷值）的問題，可用亞穩β相的分解來解釋［4］。這是由于亞穩β相分解過程可促使合金在較低應力下進行塑性變形，從而引起屈服強度的急劇降低。

有研究表明［5］，兩相合金的斷面收縮率與初生α相含量有密切關系。本研究中，在800～950℃退火時，初生α相的含量約為70％～30％，其斷面收縮率始終保持在40％以上，波動并不十分顯著。而一般地，合金在室溫拉伸試驗時其塑性與強度呈相反規律變化。

3、結論

（1）在兩相區和β相區退火后，TA15鈦合金的組織分別為雙態組織和魏氏組織；兩相區退火時，隨退火溫度的升高，再結晶過程更充分，次生α相逐步析出、長大直至明顯粗化。

（2）在750～950℃范圍內，室溫強度隨退火溫度的升高先降低后升高再降低，在880℃附近出現峰值。而室溫塑性總體上波動較小，與室溫強度呈相反變化趨勢，即隨退火溫度的升高先升高后降低再升高，在880℃和950℃分別出現谷值和峰值。

（3）與兩相區退火相比，β相區退火后，板材的強度和塑性均急劇下降。

（4）在整個退火溫度（750～1010℃）范圍內，屈服強度對于退火溫度的變化更敏感，其波動幅度比抗拉強度的更大。

參考文獻

［1］呂逸凡，孟祥軍，李士凱，等．退火熱處理對TA15鈦合金組織和性能的影響［Ｊ］．材料開發與應用，2009，24（5）：7－12．

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［5］張旺峰，曹春曉，李興無，等．β熱處理TA15鈦合金對力學性能的影響規律［Ｊ］．稀有金屬材料與工程，2004，33（7）：768－770．