在(α+β)相區(qū)對(duì)TA15鈦合金棒進(jìn)行鍛造，研究了t_β-15℃、t_β-30℃和t_β-50℃(t_β為β相變溫度)3種鍛造溫度對(duì)合金顯微組織和抗拉強(qiáng)度各向異性的影響。結(jié)果表明：隨著鍛造溫度降低，TA15鈦合金中初生α_p相含量增加，片層狀α相含量減少，厚度和長(zhǎng)寬比減小，抗拉強(qiáng)度提高；TA15鈦合金在t_β-50℃溫度鍛造后沿流線方向的抗拉強(qiáng)度可達(dá)973MPa，3個(gè)方向抗拉強(qiáng)度的極差隨鍛造溫度的降低而減??；TA15鈦合金鍛造后的拉伸斷口均為韌性斷口，鍛造溫度越低，初生α_p相含量越高，斷口韌窩越深,而含有較多較細(xì)長(zhǎng)片層狀α相時(shí)，斷口韌窩較淺。

1、試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為?300mm的TA15鈦合金棒；該合金棒由3次真空自耗電弧熔煉鑄錠經(jīng)β相區(qū)開坯和(α+β)相區(qū)鍛造而成。采用淬火金相法測(cè)得該爐批TA15鈦合金棒的相變溫度t_β為998℃。TA15鈦合金棒的顯微組織如圖1所示，可見初生α_p相分布于β相基體上，初生α_p相質(zhì)量分?jǐn)?shù)約55%，呈球狀或蠕蟲狀且分布均勻。

在油壓機(jī)上對(duì)TA15鈦合金棒進(jìn)行鍛造，鍛造成厚度為200mm的方坯，鍛造加熱溫度分別為t_β-15℃、t_β-30℃和t_β-50℃，鍛后進(jìn)行850℃×4h熱處理，空冷。在鈦合金鍛件上取樣，經(jīng)去除氧化層、預(yù)磨、拋光后，采用Kroll試劑進(jìn)行腐蝕，使用光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。在鈦合金鍛件上分別沿流線方向、寬度方向和厚度方向截取尺寸為?13mm×71mm的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，標(biāo)距為25mm，在萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，屈服前拉伸速度為0.005mm·s-1，屈服后拉伸速度為0.02mm·s-1。使用掃描電鏡(SEM)觀察拉伸斷口形貌。

2、試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 對(duì)顯微組織的影響

TA15鈦合金棒經(jīng)(α+β)相區(qū)鍛造后的顯微組織為典型雙態(tài)組織，主要由球狀初生α_p相和β轉(zhuǎn)變組織組成，3個(gè)方向顯微組織差異較小，如圖2(a)所示。由圖2(b)~(d)可以看出：在t_β-15℃下鍛造后，沿流線方向片層狀次生α相排列整齊，呈棒狀分布于β相基體上；隨著鍛造溫度降低，片層狀α相的長(zhǎng)度和寬度均減小。

由表1可以發(fā)現(xiàn)：當(dāng)鍛造溫度由t_β-50℃升高到t_β-15℃時(shí)，球狀初生α_p相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)由45%降低到15%，這是因?yàn)樵谳^高溫度下，部分初生α_p相會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?。初生?sub>p相含量與片層狀α相含量成反比，因此隨鍛造溫度升高片層狀α相含量增加。隨著鍛造溫度降低，片層狀α相的厚度和長(zhǎng)寬比減小。這是因?yàn)椋涸谳^高溫度下鍛造變形過程中，大量位錯(cuò)促進(jìn)α相發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，片層狀α相形核后會(huì)迅速長(zhǎng)大，因此片層的厚度較大；此外，由于片層狀α相的厚度方向與β相界面為半共格界面，厚度方向的長(zhǎng)大速率遠(yuǎn)小于長(zhǎng)度方向，因此片層狀α相的長(zhǎng)寬比也較大。

表1 不同溫度鍛造后TA15鈦合金中初生α_p相含量和片層狀α相尺寸

2.2 對(duì)拉伸性能的影響

由圖3可以看出，隨著鍛造溫度的升高，TA15鈦合金沿流線方向的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均降低。結(jié)合表1分析可知：隨鍛造溫度升高，初生α_p相含量減少，相應(yīng)的片層狀α相含量增加，并且片層狀α相的長(zhǎng)寬比增大；當(dāng)位錯(cuò)穿過同一集束尺寸的片層狀次生α相時(shí)，位錯(cuò)的垂直滑移距離縮短，位錯(cuò)塞積程度降低，因此強(qiáng)度降低。此外，在較高溫度下鍛造后，片層狀次生α相排列較為整齊，而隨著鍛造溫度降低，次生α相排列混亂度增加，起到了彌散強(qiáng)化的作用；在拉伸過程中，位錯(cuò)在滑移過程中所遇到的阻力增強(qiáng)，導(dǎo)致大量位錯(cuò)塞積在彌散的強(qiáng)化相中，因此合金強(qiáng)度增加。

由圖4可以看出：隨著鍛造溫度的降低，TA15鈦合金3個(gè)方向的抗拉強(qiáng)度均增加；在t_β-15℃和t_β-30℃下進(jìn)行鍛造，鍛件3個(gè)方向的抗拉強(qiáng)度極差分別為24，23MPa，在t_β-50℃下鍛造后，3個(gè)方向的抗拉強(qiáng)度極差減小到10MPa。鈦合金的斷裂過程與裂紋擴(kuò)展路徑的曲折程度有關(guān)，而影響裂紋擴(kuò)展路徑的主要因素是α相的形態(tài)和含量。由于α/β相界面的結(jié)合能較弱，裂紋通常沿著α/β相界面擴(kuò)展。當(dāng)裂紋擴(kuò)展方向與α/β相界面保持一致時(shí)，裂紋沿α/β相界面擴(kuò)展；而當(dāng)裂紋擴(kuò)展方向與α/β相界面不一致時(shí)，裂紋將產(chǎn)生停滯效應(yīng)或被迫改變擴(kuò)展方向，從而消耗更多的能量。較高溫度鍛造后合金中大量α相以片層狀組織形式存在，而片層狀α相集束的不同取向會(huì)阻礙裂紋擴(kuò)展，裂紋穿越集束邊界時(shí)改變方向，形成裂紋分叉并萌生二次裂紋，這些過程均需消耗更多的能量。片層α相集束由于具有較強(qiáng)的方向性，其斷裂過程也存在較強(qiáng)的方向性。在較低溫度下鍛造時(shí)，TA15鈦合金的顯微組織中存在大量球狀α_p相，當(dāng)裂紋穿過球狀α_p相時(shí)無需改變裂紋擴(kuò)展方向，擴(kuò)展路徑不分叉，無需消耗更多能量，因此抗拉強(qiáng)度極差較小。

2.3 對(duì)拉伸斷口形貌的影響

TA15鈦合金在(α+β)相區(qū)鍛造并沿流線方向拉伸后的試樣宏觀上呈杯錐狀形態(tài)，斷口上存在纖維區(qū)、放射區(qū)和剪切唇3個(gè)區(qū)域，如圖5(a)所示，試樣有明顯頸縮現(xiàn)象，表明為韌性斷裂。由圖5(b)~ (d)可知：在t_β-50℃下鍛造后，TA15鈦合金沿流線方向拉伸后的斷口纖維區(qū)存在大量較深的等軸狀韌窩，表明其在斷裂過程中吸收能量較高；而在t_β-30℃和t_β-15℃下鍛造后，拉伸斷口纖維區(qū)雖仍以韌窩為主，但韌窩較淺。結(jié)合顯微組織分析可知，含有大量球狀初生α_p相的鍛件韌窩較深，而含有較多較細(xì)長(zhǎng)片層狀α相的鍛件韌窩較淺。

拉伸斷裂過程是裂紋形核和長(zhǎng)大的過程。鈦合金的α/β相界面是潛在的裂紋形核源。較多初生α_p相的存在減少了裂紋形核源，在塑性變形過程中優(yōu)先出現(xiàn)屈服現(xiàn)象，在位錯(cuò)擴(kuò)展過程中裂紋擴(kuò)展的有效距離增加，形成較深韌窩。片層狀組織為裂紋形核提供大量形核位置，對(duì)應(yīng)力集中起分散效應(yīng)，且片層狀α相中位錯(cuò)擴(kuò)展的有效滑移距離較短，因此在含有較多較細(xì)長(zhǎng)片層狀α相的組織中，形成較淺的韌窩。

3、結(jié) 論

(1) 經(jīng)(α+β)相區(qū)鍛造后，隨著鍛造溫度降低，TA15鈦合金棒中球狀初生α_p相含量增加，片層狀次生α相含量減少，厚度減小，合金強(qiáng)度增大，在t_β-50℃下鍛造后，沿流線方向的抗拉強(qiáng)度達(dá)973MPa。

(2) 隨著鍛造溫度降低，TA15鈦合金流線方向、寬度方向和厚度方向的抗拉強(qiáng)度極差減小。

(3) TA15鈦合金在(α+β)相區(qū)鍛造后的室溫拉伸斷口均為韌性斷口，隨著鍛造溫度降低，拉伸斷口纖維區(qū)韌窩變深。