鈦及鈦合金具有耐高溫、耐蝕、比強(qiáng)度高、密度小及耐低溫等優(yōu)異性能，在海洋工程、航空發(fā)動(dòng)機(jī)、氫 氧發(fā)動(dòng)機(jī)、化工等不同領(lǐng)域都有十分廣泛的應(yīng)用，發(fā)展前景良好［1-2］。TA15鈦合金是一種高鋁 當(dāng)量近α合金，名義成分為T(mén)i-6Al-2Zr-1Mo-1V，是我國(guó)科研人員在前蘇聯(lián)ＢＴ-20合金 基礎(chǔ)上改進(jìn)而得［3-5］。TA15鈦合金兼有α型和α＋β型鈦合金的優(yōu)點(diǎn)，如良好的熱加工 性、熱強(qiáng)性、可焊接性和可熱處理性，較高的室溫及中溫強(qiáng)度，可在450～500℃長(zhǎng)期使用，被應(yīng)用 于整體隔框、進(jìn)氣道格柵防護(hù)罩和中央翼下壁板等部件［6-7］。隨著航空航天工業(yè)的發(fā)展，對(duì)各類(lèi)管 件的性能要求也越來(lái)越高，而鈦合金管材由于冷加工性能較差、成材率低的特點(diǎn)，僅有TA18、TA1 2等少數(shù)幾個(gè)牌號(hào)的合金管材有應(yīng)用，TA15鈦合金管材的研制，可以擴(kuò)展鈦合金管材應(yīng)用的范圍，意 義重大。

為了解TA15鈦合金管材的性能變化規(guī)律，獲得性能優(yōu)異的鈦合金管材，本文通過(guò)對(duì)不同熱處理制 度下TA15鈦合金管材的組織及力學(xué)性能進(jìn)行分析，得出熱處理工藝對(duì)組織及性能的影響，為T(mén)A1 5鈦合金管材工業(yè)化應(yīng)用提供參考。

1、試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)所用材料為西部鈦業(yè)生產(chǎn)的3次真空自耗電弧爐熔煉鑄錠，錠型720mm，化學(xué)成分如表 1所示，經(jīng)金相法測(cè)得β→α相變點(diǎn)為990～995℃。

鑄錠經(jīng)β區(qū)、α＋β區(qū)多次鐓拔、成形后制備擠壓棒坯，直徑為?180mm。擠壓棒坯經(jīng)擠壓 后制備擠壓管坯，規(guī)格為?120mm×16mm。經(jīng)LG150軋機(jī)一道次軋制為?100mm×12mm，軋態(tài)組織見(jiàn)圖1。在軋制后的管材上取樣，采用馬弗爐完成不同制度熱處理，具體熱處理制度設(shè)計(jì)為750～1050℃之間，每隔50℃進(jìn)行一次熱處理試驗(yàn)，保溫1ｈ后空冷至室溫。

圖 １　軋制態(tài) ＴＡ１５ 鈦合金管材的顯微組織（ａ）橫向；（ｂ）縱向

Ｆｉｇ． １　Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ ｔｈｅ ｒｏｌｌｅｄ ＴＡ１５ ｔｉｔａｎｉｕｍ ａｌｌｏｙ ｐｉｐｅ（ａ） ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ； （ｂ） ｌｏｎｇｉｔｕｄｉｎａｌ

不同溫度熱處理后的TA15鈦合金管材試樣通過(guò)電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸性能測(cè)試，拉伸試樣 根據(jù)GB/T 228．1—2021《金屬材料　拉伸試驗(yàn)　第1部分：室溫試驗(yàn)方法》制備。按照GB/T 229—2020《金屬材料　夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》 要求，在擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫沖擊試驗(yàn)。采用Ｕ形缺口試樣，尺寸為10mm×10mm×55mm。每種性能測(cè)試2組數(shù)據(jù)，求平均值，以減少試驗(yàn)所帶 來(lái)的誤差。利用ＯＬＹＭＰＵＳ倒置式光學(xué)顯微鏡對(duì)熱處理后的TA15鈦合金管材顯微組織進(jìn)行觀察。

2、結(jié)果與討論

2.1　不同熱處理制度對(duì)顯微組織的影響

圖2為不同熱處理制度下TA15鈦合金管材的顯微組織。熱處理溫度為750～950℃時(shí) ，顯微組織由初生α相（αｐ）＋β轉(zhuǎn)變體構(gòu)成。α相橫縱向差異明顯，橫向呈等軸狀形態(tài)，而縱向則為條狀，但β轉(zhuǎn)變體在不同方向上未展現(xiàn)出明顯的形態(tài)差異。當(dāng)熱處 理溫度由750℃升至850℃時(shí)，αｐ相未發(fā)生明顯變化，而次生α相片層發(fā)生了明顯的粗化 ；隨熱處理溫度進(jìn)一步升高至950℃，αｐ相及次生α相均發(fā)生了明顯的回溶，αｐ相數(shù)量減少 、等軸化程度升高，次生α相至950℃完全轉(zhuǎn)變?yōu)楦邷卅孪嗖⒃谶M(jìn)一步冷卻過(guò)程中重新析出β轉(zhuǎn) 變體；當(dāng)熱處理溫度進(jìn)一步提高至1000℃以上時(shí)，顯微組織轉(zhuǎn)變?yōu)榈湫臀菏辖M織，可以看到粗大的 原始β晶粒和完整的晶界α相，在原始β晶粒內(nèi)形成尺寸較大的“束集”，同一“束集”內(nèi)有較多的 α片彼此平行，呈同一取向。其中在熱處理溫度更高的1050℃下，魏氏組織原始β晶粒內(nèi)形成的 “束集”尺寸更細(xì)。1000、1050℃熱處理的管材橫縱向顯微組織差別不大。

圖 ２　不同熱處理溫度下 ＴＡ１５ 鈦合金管材的顯微組織

（ａ）７５０ ℃；（ｂ）８００ ℃；（ｃ）８５０ ℃；（ｄ）９００ ℃；（ｅ）９５０ ℃；（ｆ）１０００ ℃；（ｇ）１０５０ ℃；（ａ１ ～ ｇ１）橫向；（ａ２ ～ ｇ２）縱向

Ｆｉｇ． ２　Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ ｔｈｅ ＴＡ１５ ｔｉｔａｎｉｕｍ ａｌｌｏｙ ｐｉｐｅ ａｔ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｈｅａｔ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ（ａ） ７５０ ℃； （ｂ） ８００ ℃； （ｃ） ８５０ ℃； （ｄ） ９００ ℃； （ｅ） ９５０ ℃； （ｆ） １０００ ℃； （ｇ） １０５０ ℃； （ａ１?ｇ１） ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ； （ａ２?ｇ２） ｌｏｎｇｉｔｕｄｉｎａｌ

2.2　不同熱處理制度對(duì)力學(xué)性能的影響

圖3為不同熱處理溫度下TA15鈦合金的力學(xué)性能，可以看出，在相變點(diǎn)以下熱處理時(shí)，隨著熱 處理溫度的升高，鈦合金管材的強(qiáng)度逐漸降低，而隨著熱處理溫度的進(jìn)一步提高，超過(guò)相變點(diǎn)后，強(qiáng)度有明 顯提升。從圖2可知，當(dāng)熱處理溫度由750℃升至850℃時(shí)，主要發(fā)生的組織演變?yōu)榇紊料嗥? 層的粗化，從而減弱了對(duì)位錯(cuò)的釘扎，降低了材料的強(qiáng)度，提升了對(duì)宏觀裂紋的抵抗能力，增加了沖擊性能 。隨熱處理溫度進(jìn)一步升高至950℃，αｐ相數(shù)量減少、等軸化程度升高，且開(kāi)始逐漸析出新的平 直的α相次生片層，這種片層結(jié)構(gòu)相鄰取向差很小，位錯(cuò)很容易通過(guò)界面?zhèn)鬟f。實(shí)際上影響強(qiáng)度的主要 因素為αｐ相晶粒間距，而從圖2可以明顯看出晶粒間距隨熱處理溫度的提升有所增大，最終導(dǎo)致了 強(qiáng)度的下降。而沖擊性能是次生α相片層寬度、數(shù)量綜合作用的結(jié)果，鈦合金在850～950℃ 保溫時(shí)，次生α相片層發(fā)生了粗化、消融且析出了新的次生α相片層，綜合導(dǎo)致鈦合金在900℃時(shí)具有最佳的沖擊性能。隨著熱處理溫度進(jìn)一步提 高至相變點(diǎn)以上，開(kāi)始析出全片層結(jié)構(gòu)，片層結(jié)構(gòu)大的比表面積導(dǎo)致其對(duì)于位錯(cuò)的釘扎作用增強(qiáng)，強(qiáng)度上升 ，但由于魏氏組織有一定的方向性且存在連續(xù)的晶界α相，導(dǎo)致合金的塑韌性均明顯下降。

圖 ３　熱處理溫度與 ＴＡ１５ 鈦合金管材力學(xué)性能的關(guān)系

Ｆｉｇ． ３　Ｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐ ｂｅｔｗｅｅｎ ｈｅａｔ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ａｎｄ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｔｈｅ ＴＡ１５ ｔｉｔａｎｉｕｍ ａｌｌｏｙ

3、結(jié)論

1）當(dāng)熱處理溫度由750℃升至850℃時(shí)，原始軋態(tài)TA15鈦合金中αｐ未發(fā)生明顯 變化而次生α相片層發(fā)生了明顯的粗化；隨熱處理溫度進(jìn)一步升高至950℃，αｐ數(shù)量減少，等軸 化程度升高，次生α相至950℃完全轉(zhuǎn)變?yōu)楦邷卅孪嗖⒃谶M(jìn)一步冷卻過(guò)程中重新析出β轉(zhuǎn)變體； 當(dāng)熱處理溫度進(jìn)一步提高至1000℃以上時(shí)，顯微組織轉(zhuǎn)變?yōu)榈湫臀菏辖M織。

2）相變點(diǎn)下熱處理（＜1000℃）時(shí)，TA15鈦合金的強(qiáng)塑性匹配較好，隨著熱處理溫度的 升高，強(qiáng)度降低，塑性提高，850℃時(shí)達(dá)到強(qiáng)塑性的最佳匹配。

3）隨著熱處理溫度的升高，TA15鈦合金的沖擊性能呈先升高后降低的趨勢(shì)，其中900℃熱 處理后沖擊性能最優(yōu)。

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