不同熱處理溫度對(duì)TA15鈦合金棒材組織和力學(xué)性能的影響

TA15鈦合金屬于中強(qiáng)度鈦合金，是一種通用型高 Al當(dāng)量近α型鈦合金，其名義成分為 Ti-6AL-2Zr-1Mo-1V。其具有較高的比強(qiáng)度、抗蠕變性、耐腐蝕及良好的焊接性能，被廣泛應(yīng)用于航空領(lǐng)域[1，2]。TA15 鈦合金通常是在退火狀態(tài)下使用，合金的相組成是以α相為機(jī)體，含有少量β相，其主要強(qiáng)化機(jī)制是α穩(wěn)定元素 Al 的固溶強(qiáng)化[3]，通常認(rèn)為不能通過熱處理進(jìn)行強(qiáng)化，但是在退火態(tài)合金中的β相含量與 TC4 中β相的含量比較接近，也有文獻(xiàn)介紹通過熱處理可以提高該合金的室溫強(qiáng)度[4]，可見 TA15 鈦合金還是存在熱處理強(qiáng)化的可能性。本文主要是對(duì)大規(guī)格TA15鈦合金棒材在 750℃ ~980℃內(nèi)退火，對(duì)其室溫拉伸性能，沖擊性能及顯微組織的影響規(guī)律。

1、 實(shí)驗(yàn)材料和方法

本文實(shí)驗(yàn)所用材料為寶雞鈦業(yè)股份熔煉的TA15鈦合金鑄錠(3次VAR熔煉)，其主要化學(xué)成分：Al ：6.7%~6.9%，Mo ：1.8%~1.9%，Zr ：2.2%~2.4%，V ：2.2%~2.3%，O ：0.10%~0.11%，其余為 Ti。經(jīng)β相區(qū)開坯鍛造，α+β 相區(qū)多火次鍛造成規(guī)格為 Φ300mm 棒材。棒材鍛態(tài)組織如圖1 所示。在該棒材上截取樣段進(jìn)行不同退火溫度的熱處理試驗(yàn)，其方案如表 1 所示。熱處理后，按照國(guó)標(biāo)測(cè)試其室溫拉伸性能及沖擊吸收功，為研究不同退火溫度對(duì)其顯微組織的影響，采用 Axiovert 200MAT 光學(xué)顯微鏡觀察了 TA15 鈦 合金在不同溫度下退火的組織形貌及初生α含量。

2 、結(jié)果與分析

2.1 不同退火溫度對(duì) TA15 鈦合金顯微組織影響

由圖 2 可以看出，該合金在相變點(diǎn)以下較低溫度熱處理得到等軸組織 , 主要由初生等軸α相和轉(zhuǎn)變?chǔ)孪嘟M成（如圖 2(a)、(b)），750℃，800℃熱處理組織同鍛態(tài)組織相比無明顯區(qū)別。TA15 鈦合金的再結(jié)晶開始溫度為 800℃左右，終了溫度為 950℃左右[5]，因此圖中 (a)(b) 顯微組織同鍛態(tài)組織類似，主要發(fā)生回復(fù)過程。在 800℃以上熱處理，TA15合金不僅會(huì)發(fā)生α相和β相的再結(jié)晶，還會(huì)發(fā)生亞穩(wěn)β相的分解及次生α相的析出（如圖 (g)）, 在 850℃下退火，顯微組織中有明顯的針狀次生α相析出，且對(duì)比圖 (c) ～ (g)，其初生等軸α相等軸化程度提高，初生α相含量略有降低，次生α相增多。

該合金在相變點(diǎn)以下較高溫度范圍內(nèi)熱處理后，得到的組織為雙態(tài)組織，由初生等軸α相 + 次生α相 + 殘余β相組成。由圖 2 可以看出，從退火溫度由 850℃升高到 940℃，

初生α含量驟降，由 55% 降為 30%。次生α相大量增加，且次生α長(zhǎng)大并粗化。退火溫度由 940℃升高到 970℃，其初生α相由 30% 降為 3%，針狀次生α相粗化、長(zhǎng)大、變得平直，形成較厚的α片層。當(dāng)退火溫度為 980℃時(shí)，初生等軸α相全部溶解，由條狀α相 +β 轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成，存在斷續(xù)的α晶界。

2.2 不同退火溫度對(duì) TA15 鈦合金力學(xué)性能的影響

2.2.1 退火溫度對(duì)室溫拉伸性能的影響

由圖 3(a) 可以看出，在相變點(diǎn)以下較低溫度 750℃ ~850℃范圍內(nèi)退火，隨著退火溫度的升高，抗拉強(qiáng)度及屈服強(qiáng)度均呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì)，均是在840℃時(shí)達(dá)到峰值，抗拉強(qiáng)度達(dá)到1065MPa，屈服強(qiáng)度達(dá)到952MPa，由840℃升高到850℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度及屈服強(qiáng)度均有所降低。750℃和800℃下的強(qiáng)度差異大不，是由于該溫度下合金主要發(fā)生了回復(fù)過程。隨著退火溫度繼續(xù)升高，強(qiáng)度明顯提高。在850℃~960℃溫度范圍內(nèi)退火，隨著退火溫度升高，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均略有提高，在970℃到980℃時(shí)，強(qiáng)度發(fā)生驟降。這與其顯微組織形態(tài)密不可分。在800℃~950℃退火時(shí)，合金同時(shí)發(fā)生再結(jié)晶軟化和次生α相的強(qiáng)化作用，因而合金的性能取決于這兩種因素在何時(shí)起主要作用。在800-850℃范圍內(nèi)，次生α相起主導(dǎo)作用，因而在840℃達(dá)到峰值。在940℃～970℃之間，其組織均為雙態(tài)組織，析出的次生α相不再是少量而是大量的析出，且明顯長(zhǎng)大并粗化，對(duì)合金的強(qiáng)化作用減弱，再結(jié)晶軟化作用起主導(dǎo)地位，因此，合金的強(qiáng)度隨著溫度的升高略有降低。

由圖 3(b) 可以看出，在相變點(diǎn)以下較低溫度 750℃ ~850℃范圍內(nèi)退火，隨著退火溫度的升高，其斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率變化不大，和強(qiáng)度呈相反規(guī)律。但是在相變點(diǎn)以下較高溫度940℃~960℃時(shí)，其塑性增加較為明顯。在940℃時(shí)，退火溫度已基本接近TA15鈦合金的再結(jié)晶終了溫度，提高退火溫度，原子的熱運(yùn)動(dòng)更加劇烈，從而使合金內(nèi)部的位錯(cuò)堆積等缺陷迅速消失，變形畸變能得以迅速釋放，合金內(nèi)部變形缺陷完全消除，所以合金強(qiáng)度下降，塑性又進(jìn)一步得到提高。由960℃升高到980℃，其塑性驟降。這是次生α相和初生α相綜合作用的結(jié)果。

2.2.2 退火溫度對(duì)沖擊性能的影響

由圖 4 可以看出，在相變點(diǎn)以下較低溫度 750℃ ~850℃內(nèi)退火，除 750℃和 850℃兩個(gè)點(diǎn)沖擊偏低，其余溫度下沖擊性能變化不明顯。但是退火溫度升高到相變點(diǎn)以下較高溫度 940℃時(shí)，沖擊性能明顯提升，這是因?yàn)殡S著退火溫度的升高，初生α相逐漸減少，次生α相增多且由針狀長(zhǎng)成條狀。隨著退火溫度繼續(xù)升高，950℃ ~970℃，次生α相逐漸由長(zhǎng)條狀長(zhǎng)成短棒狀或圓形，從而導(dǎo)致沖擊性能有所降低。

但是在相變點(diǎn)以下較高溫度退火，940℃ ~970℃下退火沖擊功的平均值比在 750℃ ~850℃下退火提高了 36%，符合雙態(tài)組織的沖擊性能高于等軸組織。

3、 結(jié)論

（1）TA15 鈦合金在相變點(diǎn)以下較低溫度退火得到等軸組織，在較高溫度退火得到雙態(tài)組織。

（2）在 750℃ ~850℃范圍內(nèi)退火，隨著退火溫度的升高，強(qiáng)度呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì)，在 840℃達(dá)到峰值 ；其斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率變化不大，和強(qiáng)度呈相反規(guī)律。

（3）相變點(diǎn)以下高溫區(qū)（940℃ ~970℃）退火的強(qiáng)度略低于低溫區(qū)（750℃ ~850℃），而沖擊韌性遠(yuǎn)高于高溫區(qū)，即雙態(tài)組織的沖擊韌性高于等軸組織。

（4）在 750℃ ~980℃范圍內(nèi)退火，隨著退火溫度的升高，再結(jié)晶過程更為充分，初生α含量逐漸減少，次生α相逐漸析出，長(zhǎng)大并粗化。

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