隨著TA15鈦合金在飛機和發動機中的應用日益廣泛，其半成品的品種不斷增加(如TA15鈦板、TA15鈦棒和TA15鈦鍛件等)，并且制造工藝也趨于多樣化。在 TA15半成品的研制過程中出現了很多新現象，這些現象需要從相變和組織的層面來解釋。鈦及鈦合金具有同素異構轉變，TA15鈦合金主要包括體心立方結構 β 相和密排六方結構 α 相及 α′相。在不同溫度區間、不同冷卻條件下變形和熱處理，得到的組織與性能差別很大 [1?4] 。因此，很有必要系統地研究不同溫度區間、不同冷卻條件下TA15合金的相組成、形態及相應性能間的關系。

本研究把工藝—相組成—顯微組織—性能結合起來，對不同溫度、不同冷卻方式后的相成分、形態及相應的力學性能形成較系統的認識，以用于指導TA15合金的半成品生產、質量控制及失效分析。

1、實驗

實驗用TA15鈦合金為直徑15mm軋棒，β轉變溫度為 987 ℃，其主要化學成分(質量分數，%)為：Al 6.56，Mo 1.74，V 2.29，Zr 2.20，O 0.12，N 0.003，H 0.004 6，余量 Ti。

首先從合金相組成的角度考慮，選擇 β 區(1020℃)、α+β 區上部(970 ℃)、α+β 區中部(900 ℃)及 α+β區下部(800 ℃)的 4 個典型溫度，保溫1h后以3種冷卻方式(即水淬(WQ)、空冷(AC)和爐冷(FC))進行實驗，研究溫度與冷卻方式對相組成和顯微組織的影響。力學性能測試試樣都經過 800 ℃，1 h，AC 處理。

試樣經熱處理后加工成標準的拉伸試樣，然后進行力學性能測試與觀察，在 Instron?4507 試驗機上測試拉伸性能，在 FEI Quanta600 掃描電子顯微鏡上進行組織觀察分析。材料的相組成分析通過 X 射線衍射并結合金相觀察完成。X 射線衍射儀器型號為 D8Advance，實驗條件為 Cu K α 、40 kV、40 mA，對照卡片：密排六方 α-Ti 為 44-1294、體心立方 β-Ti 為65-5970。

另外，馬氏體 α′相和 α 相有相同的密排六方點陣，而且點陣常數相近，在實驗中 α′相和 α 相的 X 射線譜沒有差別。據文獻[5]：α′相的特點只是相干涉的最大強度線較模糊，但是 α 相在冷作硬化或表面吸收氣體時也可以觀察到線條很模糊。因此，α 相與 α′相在衍射中是難以區分的，但可以結合金相觀察加以確認。

2、結果與討論

2.1 熱處理對組織結構的影響

圖 1 所示為不同溫度、不同冷卻條件下 TA15鈦合金的相組成和顯微組織。結合衍射結果(見圖 2)和金相觀察(見圖 1)，可見TA15軋棒在4種溫度下的空冷、爐冷組織都是 α+β 兩相組織，但是組織參數、形貌及初生 α 的體積分數有很大區別，爐冷狀態下的 β 相基本上都是晶間 β 的形貌。1020 ℃水淬為全馬氏體，沒有殘余 β 相，而在相變溫度以下的 970 ℃和 900 ℃水淬后都得到初α_初 +馬氏體 α′。

由圖1可知，隨著冷卻速度的降低，在 β 區(1020℃)處理時，材料的顯微組織由馬氏體α′相向針狀(α+β)相和片狀(α+β)相轉變；而在(α+β)區上部(970 ℃)及中部(900 ℃)，組織則由初生 α+馬氏體 α′相向初生 α+針狀(α+β)和等軸 α+晶界 β 演變。在 800 ℃處理，以不同速度冷卻后其相組成都是 α 和 β 兩相組織，即在約800 ℃的溫度以下加熱即使快速水淬也得不到馬氏體α′。說明其合金冷卻線不可能與馬氏體轉變起始線(M s )相交，研究表明第二臨界溫度約為 830 ℃，與 TC4 合金的相近(相應溫度為 815 ℃左右) [6] 。

2.2 熱處理對力學性能的影響規律

TA15鈦合金不同溫度水淬、空冷及爐冷條件下的力學性能變化見圖3和4?？傮w來說：在β區(1 020 ℃)、(α+β)區上部(970 ℃)及中部(900 ℃)處理時，TA15 合金的室溫和高溫強度隨冷卻速度降低而下降，尤其是在 1 020 ℃及 970 ℃處理時最為明顯；而在相同的冷卻條件下，隨著熱處理溫度的提高，TA15 合金的室溫和高溫強度明顯提高。而在(α+β)區下部(800 ℃)處理時，其強度幾乎與冷卻方式無關，800 ℃熱處理合金的室溫強度甚至高于 900 ℃熱處理合金的室溫強度。

其中，在 1 020 ℃熱處理時，合金塑性最差(見圖3(c)和(d)、圖 4(b)和(c))。合金塑性隨溫度變化沒有明顯規律。

由圖 3 和圖 4 可知，在全面的實驗方案中，970 ℃時的空冷方案具有最佳的強度與塑性匹配。

2.3 組織、相變與力學性能的關系

無論是在 β 區還是在 α+β 區處理，加快冷卻速度對合金的強化效果符合近 α 和 α+β 型鈦合金的一般規律：即水淬的強度高于空冷的，更高于爐冷的(見圖 3和 4)。但是應當注意到 TA15 合金即使是在水淬條件下其強化效果也很有限，與空冷條件下相比提高幅度約在 80 MPa 以內，強化效果不足 10%，且主要體現在 1 020 ℃和 970 ℃等高溫段的處理。據文獻[6]，Ti6Al4V 合金(退火狀態 β 相含量約 10%~15%)的最高強化效果不到 25%；BT16 合金(Ti-2.5Al-5Mo-5V)的最高強化效果為 75%；BT22 合金(Ti-5Al-5Mo-5V-1Fe-1Cr)的最高強化效果達 80%~85%?？梢姡琓A15 的強化效果是相當弱的。隨著熱處理溫度的降低，強化效果將進一步下降。這種有限的強化效果主要是與 TA15合金屬于合金化程度低、β 穩定元素含量相對較少(β相的含量 5%~7%)的近 α 合金有關，而馬氏體 α′的強化效果不顯著。CAMPBELL 等 [7] 的研究結果指出：近α 鈦合金的熱處理強化效果較低，但隨著 β 穩定元素的增加，熱處理強化效果逐漸增加，β 相約在 50%時可得到最高的強化效果。

本研究中 800 ℃熱處理下 TA15 合金的強度幾乎與冷卻方式無關，并且出現了室溫下 800 ℃熱處理的強度高于 900 ℃熱處理的情況。這主要是因為 800 ℃溫度比較低，屬于不完全退火溫度，800 ℃熱處理的顯微組織無論是水淬還是爐冷都與空冷相似，都沒有發生明顯的相變，即加熱過程既沒有明顯的 α 相向 β相的轉變，冷卻過程也沒有明顯的 β 相向 α 相的析出，而 900 ℃處理則已經發生了明顯的再結晶。這種現象在 TA15 小直徑棒材退火中普遍存在。

相變點以上的 1 020 ℃的空冷(見圖 1(a2))或爐冷組織(見圖 1(a3))是不正常的過熱組織，這可能是由于加熱溫度過高或局部激烈變形時變形熱超過相變點造成的。970 ℃的空冷組織(見圖 1(b2))屬于雙態組織，初生等軸 α(15~30 μm)體積分數在 25%左右，有細小的次生再結晶 β 晶粒，以及編織有序的 β 轉變組織，是鍛件中最常得到的，具有優異的綜合性能。

3、結論

1) 在1 020~900 ℃熱處理，隨著冷卻速度的降低，1 020 ℃熱處理時 TA15 合金的顯微組織由馬氏體 α′相向針狀(α+β)相和片狀(α+β)相轉變，970 ℃及 900 ℃熱處理時組織則由初生 α+馬氏體 α′相向初生 α+針狀(α+β)和等軸 α+晶界 β 演變；相應的室溫和高溫強度隨冷卻速度降低明顯下降，冷卻速度相同時，強度隨溫度升高而提高。

2) 在 800 ℃熱處理時，不同冷卻方式下合金均為α 和 β 兩相組織，其強度和塑性與冷卻速度關系不大。

3) TA15 合金在 970 ℃加熱時，空冷得到的組織屬于雙態組織，具有優異的綜合性能。

參考資料

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