工业生产TA15钛合金的组织与拉伸性能分析

钛及钛合金具有比强度高、耐高温、耐低温、耐腐蚀性、密度小等众多优异特性，在汽车工业、军工领域、航天航空等领域均匀广泛的使用，具有十分良好的发展前景[1，2]。Ti- 6.5A1-2Zr-1Mo-1V合金（也称TA15合金）是一种典型的近α型钛合金，具有适中的强度，因为该合金不但添加α型稳定元素Al和β型稳定元素Mo和V，同时添加了一 定量的中间元素Zr，使该合金具备优异的焊接性能、热稳定性能和良好的塑性等特点，在航天发动机叶片、飞机轮毂、飞机承重件等领域有广泛使用[3，4]。 因为Ti-6.5A1-2Zr-1Mo-1V合金的应用领域广泛，故对性能的要求愈加严格，研究领域也十分多元化，范朝等[5]研究了TA15合金粉体制备及其SLM成形性能，结果表明： 雾化压力的大小，对不同位置的粉体的松装密度和流动性有明显影响；而改变随熔炼功率除了影响松装密度和流动性外，对粉体卫星球和球形程度的优异性也有影响；在制成的 样品横截面处有格子形貌出现，大量交错分布马氏体存在格子内部；而纵截面位置则出现一定数量的β柱状晶。马庆等[6]研究了TA15钛合金双道次热压缩变形软化行为及等 轴α相组织演变规律，结果表明：流动应力的大小受到应变速率和变形温度的影响；合金在保温时，有静态软化现象产生，变形温度越高其软化率越高，同时发现合金组织中的 等轴α相在此过程中细化明显，其细化程度受到静态软化影响。

本文以Ti-6.5A1-2Zr-1Mo-1V合金棒材为研究对象，研究棒材在经退火处理后，不同位置微观组织和拉伸性能，探索实际生产中遇到的问题，为该合金的应用作出一定参考。

1、试验材料与方法

本试验材料为新疆湘润新材料科技有限公司生产的直径为150mm的钛合金棒材，该棒材经三次真空熔炼以及多火次锻造而成（图1a所示），其成品化学成分为（质量分数，%）：6.7Al、1.7Mo、2.2V、0.2O、Ti余量。Ti-6.5A1-2Zr-1Mo-1V棒材锻态低倍组织如图1b所示，由图1b可得，棒材低倍组织为均匀的半模糊以及模糊晶，晶粒分布十分均匀，并无冶金缺陷以及肉眼可见的裂纹、折叠、分层组织、气孔、偏析、细晶亮带，以及金属或非金属夹杂，符合《GJB2744A-2007航空用钛及钛合金锻件规范》的2类组织。

依据《GB/T23605−2009钛合金转变温度β测定方法》测得合金的相变点为1010℃~1015℃，其相变金相组织如图2所示。

从成品棒材中切取长度为80mm样棒，按《GJB3763A-2004钛及钛合金热处理》中所规定制度对棒材进行热处理，其热处理制度为850℃×2h/AC，随后进行微观组织以及力学性能的测试，拉伸式样的取样方向分别T向（棒材横向）和L向（棒材纵向），微观组织使用型号为ICX41M的光学显微镜观察，使用INSTRON万能试验机测试棒材的室温以及高温拉伸性能，其中每组试验测试三个式样，最后取平均值。

2、结果与讨论

2.1原始微观组织

棒材锻造完成后，在锻棒的边部、D/4处、心部分别进行显微组织观察，棒材具体形貌如图3所示，棒材横向和纵向的微观组织为典型的α+β两相区锻造加工而成的组织，组织中原始β晶界完全破碎，组织由初生α相和β转变组织构成β转变组织包含轴细小的次生α相和β残，其中棒材边部以及D/4处的微观组织中具有较高的等轴化程度，而心部组织中出现少量被拉长的初生α相组织，总体而言，组织横纵向差异较小。

2.2退火态微观组织

经退火后的锻棒边部横、纵向的显微组织（图4a1、4b1）均为双态组织，与原始金相组织相比，横向组织中除等轴α相外，还存在少量拉长α相组织，经检测可得其初生α相含量为47.8%，α晶粒平均直径为20.3μm，晶粒度级别为8.3级，拉长的条状初生α长度不超过0.25mm，该组织符合GJB2744A-2007中的2类组织。组织中纵向的初 生α相含量为42.8%，平均α晶粒直径为37.8μm，晶粒度级别6.8级，条状初生α长度不超过0.25mm，显微组织符合GJB2744A-2007中的4类组织。对比边部位置横、纵向显微组织，横向组织中初生α相含量略高于纵向显微组织，且横向组织中平均α晶粒直径低于纵向组织，纵向组织中拉长α含量高于横向组织。

D/4处横、纵向的显微组织与头部组织类似，经检测横向组织初生α相含量为54.5%，平均α晶粒直径为16.2μm，晶粒度级别为8.9级，条状初生α长度不超过 0.25mm，且显微组织符合GJB2744A-2007中的2类组织，纵向组织初生α相含量为55.4%，平均α晶粒直径为25.4μm，晶粒度级别7.6级，条状初生α长度不超过0.25mm，显微组织亦符合GJB2744A-2007的2类组织。对比D/4处横、纵向显微组织，初生α向含量相差不大，纵向平均晶粒度大于横向组织，横、纵向组织等轴化程度均较高，且有明显的方向性。

退火后棒材心部位横、纵向的显微组织同样为等轴α和少量的拉长α组织，经检测横向组织初生α相含量为62.0%，平均α晶粒直径为25.6μm，晶粒度级别为7.6级，条状初生α长度不超过0.25mm，显微组织符合GJB2744A-2007的2类组织，纵向组织初生α相含量为62.9%，平均α晶粒直径为27.0μm，晶粒度级别7.5 级，条状初生α长度不超过0.25mm，显微组织亦符合GJB2744A-2007的4类组织，对比中心部位横、纵向显微组织，初生α向含量以及平均晶粒度尺寸均相差不大。

合金经退火处理后，组织中析出新的次生α相，与组织中剩余的残余β相形成新的β转变组织，经退火后的组织仍为双态组织，组织的次生α相的析出由退火后的冷却速度以及β基体中元素含量所决定[7]。

退火温度的高低会影响组织中元素进行再分配，当温度较高时，α相向β相转变会增多，而元素进行再分配会导致位于β相中的β稳定元素含量降低，当α稳定元素含量增加时，冷却过程中β相的稳定性下降，促使次生α相析出。

2.3退火后室温拉伸性能

在样棒D/4位置取室温拉伸试样，测试结果如表1所示，合金的抗拉以及屈服强度较高，且横、纵向差异较小，符合标准要求。

拉伸式样在进行变形时，滑移会在等轴α晶粒中率先开始，在拉伸不断进行过程中，滑移会占据更多的初生α相，因为组织中同时含有β转变组织，滑移还会向β转变组织内扩展，β转变组织中的次生α相是对合金强度起到主要影响[8]，众多的次生α相交错分布，同时相界面也会对滑移起到阻碍效果，增加合金变形难度，增加强度。由于等轴α相会减小滑移带的间距，减小位于晶界处的位错塞积，推迟空洞的生长，增加断裂合金承受的形变程度，增加合金塑性[9-11]。

2.4退火后高温拉伸性能

同样在样棒D/4位置取高温拉伸试样，拉伸温度为500℃，测试结果如表2所示，相比室温拉伸性能，合金的抗拉以及屈服强度较低，而塑性较高，横、纵向差异较小，符合标准要求。

通常情况下，提高变形温度会增加组织内部的热激活能，原子振幅与动能会增加，同时增加空位和位错的活跃程度，增加滑移系数量的同时降低滑移产生的临界分切应力，减小晶面进行滑移时的阻碍，降低合金强度。同时，在进行高温拉伸时，部分位于组织中的相会溶解，强化作用减弱，进行拉伸时会产生动态回复，提高位错内相的数量，提升软化机制，塑性增加。

3、结论

（1）锻后棒材横向和纵向的微观组织为典型的α+β两相区锻造加工而成的组织，组织中原始β晶界完全破碎，组织由初生α相和β转变组织构成β转变组织包含轴细小的次生α相和β残，横纵向组织差异较小。

（2）与原始金相组织相比，退火后棒材的不同位置的组织中除等轴α相外，还存在少量拉长α相组织。

（3）棒材室温的抗拉以及屈服强度较高，塑性良好，且横、纵向差异较小。

（4）相比室温拉伸性能，棒材的高温拉伸强度较低，而塑性较高，横、纵向差异较小。

参考文献：

[1]安强,祁文军,左小刚.TA15钛合金表面原位合成TiC增强钛基激光熔覆层的组织与耐磨性[J/OL].材料工程:1-8.

[2]李永奎,齐海东,路林等.基于热膨胀方法的TA15钛合金的连续冷却相转变[J].材料热处理学报,2021,42(12):69-75.

[3]唐学峰,黄振,温红宁,等.基于深度神经网络的TA15高温拉伸变形行为精确预测[J].锻压技术,2021,46(09):67-76.

[4]李细锋,曹旭东,王斌,等.钛合金电辅助塑性成形技术研究进展[J].航空制造技术,2021,64(17):22-30.

[5]马庆,魏科,唐海兵,等.TA15钛合金双道次热压缩变形软化行为及等轴α相组织演变规律[J].材料热处理学报,2021,42(08):40-47.

[6]马庆,魏科,唐海兵,等.TA15钛合金双道次热压缩变形软化行为及等轴α相组织演变规律[J].材料热处理学报,2021,42(08):40-47.

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[8]C.Sauer,G.Luetjering.Thermo-mechanical processing of high strength Ti-titanium alloys and effects on microstructure and properties[J].Journal of Materials Processing Technology,2001,117:311.

[9]Huang L J,Geng L,Li A B et al.Materials Science and Engineering A[J].2008,489(1-2):330.

[10] Shi Xiaohui,Zeng Weidong,Long Yu et al.Journal of Alloys and Compounds[J].2017,727:555.

[11] Zhou Y G,Zeng W D,Yu H Q.Materials Science and Engineering A[J].1996,221(1):58.