鈦及鈦合金具有耐高溫、耐腐蝕性、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)動機(jī)、氫氧發(fā)動機(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鈦合金的名義成分為Ti-6.5A1-2Zr-1Mo-1V，是一種中強(qiáng)度的近α型鈦合金，強(qiáng)化方式除了添加α型穩(wěn)定元素Al進(jìn)行固溶強(qiáng)化以外，還加入Mo和V兩種β型穩(wěn)定元素以及中間元素Zr進(jìn)行強(qiáng)化，使其具有優(yōu)異的熱強(qiáng)性、焊接性以及工藝塑性等特點(diǎn)，在飛機(jī)機(jī)匣、發(fā)動機(jī)葉片、氫氧發(fā)動機(jī)結(jié)構(gòu)件等領(lǐng)域均有大量應(yīng)用[3-4]。

由于TA15鈦合金在諸多領(lǐng)域的應(yīng)用愈加廣泛，對其性能的要求也更加嚴(yán)格，研究更加深入和多面化。周松等[5]進(jìn)行了激光沉積修復(fù)TA15鈦合金斷裂韌度研究。結(jié)果表明：激光修復(fù)后的試樣其各方面斷裂韌性均小于基材，屈強(qiáng)差越大，斷裂韌性越大，體修復(fù)后的裂紋擴(kuò)展位于熱影響區(qū)，而面修復(fù)后的裂紋擴(kuò)展在網(wǎng)籃組織、雙態(tài)組織及熱影響區(qū)內(nèi)同時進(jìn)行。董顯娟等[6]研究了β轉(zhuǎn)變組織TA15鈦合金的流動軟化行為。結(jié)果表明：影響其流動軟化機(jī)制的重要因素為變形熱效應(yīng)，隨著應(yīng)變速率的提高和變形溫度的降低，變形熱軟化程度增強(qiáng)，控制流動軟化的機(jī)制有動態(tài)回復(fù)、動態(tài)再結(jié)晶以及流動失穩(wěn)缺陷等因素。本文以TA15鈦合金棒材為研究對象，研究了棒材在不同退火溫度后的金相組織、室溫拉伸以及高溫拉伸的力學(xué)性能演變規(guī)律，可為TA15鈦合金的生產(chǎn)應(yīng)用提供參考。

1、試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)原材料為TA15鈦合金棒材，具體化學(xué)成分見表1。合金的原始鍛態(tài)金相組織如圖1所示。該金相組織為等軸組織，其中α相形態(tài)有兩種，一種為初生α相，在基體上均勻分布的；另一種為次生α相，主要在βT（β轉(zhuǎn)變組織）中，原始金相組織由初生α相和βT（細(xì)條次生α相，次生α相之間黑色底為殘余β）組成。合金相變點(diǎn)測定根據(jù)GB/T23605—2009《鈦合金轉(zhuǎn)變溫度β測定方法》執(zhí)行，測得其相變點(diǎn)為1010～1015℃。

將TA15鈦合金棒材切割成若干份，進(jìn)行室溫與高溫拉伸性能測試，其中室溫拉伸測試方法為：將切割后棒材放入箱式電阻爐中分別進(jìn)行870、900、930、960℃的熱處理，保溫時間為1.5h，冷卻方式為空冷（AC），熱處理完成后，從棒材上取樣并進(jìn)行金相組織觀察和室溫拉伸性能測試。高溫拉伸測試方法為：將棒材加工成高溫拉伸試樣后，將試樣裝入試驗(yàn)設(shè)備中進(jìn)行加熱，待溫度升到870、900、930、960℃后并保溫10min，隨后分別在這4種溫度下進(jìn)行高溫拉伸試驗(yàn)。

使用ICX41M光學(xué)顯微鏡觀察并拍照金相組織；使用INSTRON-5580萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫和高溫拉伸性能測試；室溫及高溫拉伸試樣斷口形貌使用QUANTA型掃描電鏡觀察，室溫與高溫拉伸試樣均為L向（棒材縱向），每組試驗(yàn)測試3個試樣，最后取平均值作為試驗(yàn)結(jié)果。

2、結(jié)果與討論

2.1金相組織

圖2為TA15合金經(jīng)過不同溫度退火后的金相組織。由圖2可知，與原始鍛態(tài)組織相比，合金在870℃時（圖2（a）），初生α相尺寸減小，βT組織消失，除了初生α相以外，組織內(nèi)還有細(xì)小次生α相均勻分布。因?yàn)門A15棒材在兩相區(qū)鍛造時的塑性變形使組織位錯密度增多，同時還有少量變形能以應(yīng)變能的形式儲存起來。所以，在870℃退火時，合金以回復(fù)為主，釋放部分變形儲能，增強(qiáng)內(nèi)部原子擴(kuò)散，降低組織位錯密度。當(dāng)退火溫度在900℃時（圖2（b）），組織內(nèi)初生α相和細(xì)小次生α相含量減少，溫度升高導(dǎo)致原子擴(kuò)散能力提高，變形時發(fā)生畸變的晶粒和未發(fā)生畸變的晶粒有內(nèi)能差產(chǎn)生，在其作用下，發(fā)生變形的晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)槲诲e密度低且無應(yīng)變的等軸晶，變形儲能得到進(jìn)一步釋放。退火溫度在930℃時（圖2（c）），細(xì)小次生α相含量進(jìn)一步減少，組織內(nèi)出現(xiàn)完整的β晶粒。由于退火溫度進(jìn)一步升高，組織內(nèi)平衡α相的體積分?jǐn)?shù)增加，使α相開始 沿著β/β晶界逐漸向再結(jié)晶β片層中滲透，導(dǎo)致β晶粒開始分離[7]。當(dāng)溫度達(dá)到960℃時（圖2（d）），組織內(nèi)的β晶粒中有新的細(xì)小的α相析出（α_s），與殘余β相組成新的β_T組織，此時合金的組織由等軸組織轉(zhuǎn)變?yōu)殡p態(tài)組織。通常情況下，組織中α_s是否析出由加熱后合金冷卻速度和β基體內(nèi)元素含量決定[7]。因?yàn)橥嘶饻囟葧绊懞辖鹬性卦俜峙涞倪^程，當(dāng)退火溫度升高時，α相向β相轉(zhuǎn)變增多，元素再分配會使β穩(wěn)定元素在β相中的含量下降，同時組織內(nèi)α穩(wěn)定元素含量增加，β相的穩(wěn)定性在冷卻過程中降低，促使α_s相析出。又因?yàn)槔鋮s速度相同時，退火溫度決定冷卻時間的長短，溫度越高，冷卻時間越長，對于α_s的析出越有利。

2.2室溫拉伸性能

圖3為不同溫度退火后合金的室溫拉伸性能。

由圖3可得，隨著退火溫度的升高，合金強(qiáng)度先下降然后升高，塑性呈現(xiàn)出相反趨勢，在960℃退火溫度下，抗拉強(qiáng)度（Rm）最高可達(dá)1071MPa，屈服強(qiáng)度（Rp0.2）為881MPa；在930℃退火溫度下，斷后伸長率（A）最高為17.5%，斷面收縮率（Z）為46%。這是因?yàn)殡S著退火溫度的升高，組織內(nèi)α相向β相開始轉(zhuǎn)變，組織中α相和β相同時發(fā)生回復(fù)與再結(jié)晶。

在870℃退火時，以回復(fù)為主，鍛造變形產(chǎn)生的位錯無法完全去除，導(dǎo)致合金的強(qiáng)度較低[8]。當(dāng)退火溫度為900℃時，以再結(jié)晶為主，隨著α--->β相轉(zhuǎn)變進(jìn)行，組織的次生α相發(fā)生溶解，導(dǎo)致β相發(fā)生軟化，合金在強(qiáng)度降低的同時塑性提高。因此，當(dāng)退火溫度升高到930℃時，合金的強(qiáng)度與塑性變化更加明顯。相比900℃退火，組織中初生α相更小，大部分次生α相融入β相中，組織中出現(xiàn)軟化后的β晶粒，致使合金的強(qiáng)度降低到最小值，塑性達(dá)到最大值。在960℃進(jìn)行退火時，合金的力學(xué)性能受到α--->β相轉(zhuǎn)變過程中初生α相的形態(tài)和含量發(fā)生變化以及冷卻過程中α_s相析出的雙重影響。合金發(fā)生塑性變形時，滑移首先在等軸α晶粒中開始，形變在不斷增加過程中，越來越多的初生α相晶粒被滑移所占據(jù)，由于此時組織中存在β_T，導(dǎo)致滑移會向β_T內(nèi)擴(kuò)展，βT內(nèi)的αs相是影響合金強(qiáng)度的主要因素[9]，大量的細(xì)小α_s相相互交錯分布于β_T中，此時的相界面對滑移有阻礙作用，導(dǎo)致合金難以發(fā)生變形，強(qiáng)度增大。而等軸α晶粒具有縮小滑移帶間距的作用，使得位于晶界處位錯塞積減小，延遲空洞的形核及長大，增強(qiáng)合金發(fā)生斷裂前所承受變形的程度，對合金塑性具有有利作用[10-12]。

2.3高溫拉伸性能

圖4為TA15合金在不同溫度下的高溫拉伸性能。由圖4可知，隨著拉伸溫度的提高，合金的強(qiáng)度和塑性呈現(xiàn)相反趨勢。在870℃時，強(qiáng)度最高，塑性最低，其中抗拉強(qiáng)度（Rm）為258MPa，屈服強(qiáng)度（R_p0.2）為189MPa；在960℃時，強(qiáng)度最低，塑性最高，其中斷后伸長率（A）最高為280%。與室溫拉伸相比，高溫拉伸的合金強(qiáng)度明顯降低，塑性明顯上升。高溫拉伸時，合金內(nèi)部能量升高，增大原子的震動范圍，進(jìn)行塑性變形的晶格會位于新的平衡位置，在拉伸開始時，合金是以彈性變形為主，并包含少量塑性變形的混合變形，導(dǎo)致其與室溫拉伸有所不同。也有研究指出[13]：在高溫拉伸時，組織內(nèi)的動態(tài)回復(fù)與動態(tài)再結(jié)晶相對與室溫更容易發(fā)生，位錯密度降低，合金軟化效果增加，導(dǎo)致形變?nèi)菀装l(fā)生，強(qiáng)度降低。當(dāng)拉伸溫度為870℃時，此時變形溫度較低，當(dāng)發(fā)生變形時，晶粒滑移會導(dǎo)致組織中有大量位錯產(chǎn)生，并產(chǎn)生位錯纏結(jié)和堆積現(xiàn)象，導(dǎo)致位錯密度增加，合金具有一定硬化現(xiàn)象，導(dǎo)致應(yīng)力上升，強(qiáng)度較高。當(dāng)拉伸溫度為900℃時，隨著溫度的升高會導(dǎo)致組織內(nèi)晶界強(qiáng)度降低，變形時晶粒會被拉長，表現(xiàn)為塑性增大，同時提高溫度還會促進(jìn)動態(tài)再結(jié)晶，降低晶界滑動時所導(dǎo)致的晶界附近應(yīng)力集中現(xiàn)象，促進(jìn)變形發(fā)展，塑性提高。同時再結(jié)晶還會降低位錯密度，減弱硬化效果，導(dǎo)致強(qiáng)度降低。當(dāng)變形溫度升到930℃時，較高溫度會大幅降低位錯滑移時的臨界分切應(yīng)力，促進(jìn)晶界滑移與位錯滑移產(chǎn)生，較高溫度還會使α相溶解度增加，次生α相減少會降低強(qiáng)化作用，合金強(qiáng)度進(jìn)一步下降。當(dāng)拉伸溫度為960℃時，α相溶解度進(jìn)一步增加，組織發(fā)生α--->β相的轉(zhuǎn)變增多，初生α相細(xì)小且呈等軸狀，組織內(nèi)晶界數(shù)量增多、長度變短，合金發(fā)生變形時容易產(chǎn)生晶界滑動，且β相具有更多的滑移系，變形時更容易進(jìn)行晶內(nèi)滑移[14]，從而使合金塑性達(dá)到最大值。

2.4斷口分析

圖5為TA15合金經(jīng)過不同溫度退火后的室溫拉伸斷口形貌。由圖5可知，不同退火溫度的斷口形貌大致相同，均以韌窩為主，形貌均為等軸韌窩，具有明顯的韌性斷裂特征。合金塑性大小通常由韌窩的深淺和大小決定，當(dāng)韌窩深且大時，合金具有良好塑性，當(dāng)韌窩淺且小時，合金塑性較差[15]。退火溫度為870、900℃時，斷口韌窩形貌分布均勻且為等軸狀韌窩，但韌窩較小較淺（圖5（a）、（b））。當(dāng)合金退火溫度為930℃時，韌窩有大有小，分布均勻，且韌窩較深（（圖5（c）），塑性達(dá)到最佳值。當(dāng)退火溫度繼續(xù)升高至960℃時，組織中形成β_T，其中含有細(xì)小αs相，進(jìn)行拉伸時，當(dāng)裂紋擴(kuò)展至α_s相時，由于不同α_s相取向各異，當(dāng)裂紋到達(dá)其邊界位置時，取向不同的αs相對其阻礙不同，界面上會有空洞出現(xiàn)（圖5（d）），宏觀上體現(xiàn)為合金塑性下降[16]。

圖6為不同拉伸溫度下TA15合金的高溫拉伸斷口形貌。由圖可見，與室溫拉伸斷口形貌相比，高溫拉伸斷口中同樣包含大量的等軸狀韌窩，其韌窩尺寸更大更深，且韌窩的大小和深度隨著拉伸溫度升高而變大，具有軟化后的流變特征，是明顯的韌性斷裂。高溫拉伸斷口處有眾多大尺寸韌窩產(chǎn)生，說明合金在斷裂前有較大的塑性變形發(fā)生，而其斷口處除了一定數(shù)量大尺寸韌窩外，較大的韌窩周圍分布著一定數(shù)量小韌窩。斷口中較大較深的韌窩通常是由α束域或等軸α晶粒在斷裂過程中形成，小韌窩一般由片狀α或β晶粒在斷裂時所形成。

3、結(jié)論

（1）合金的原始組織為等軸組織，退火后合金的初生α相尺寸減小，β_T組織消失，并有細(xì)小次生α相均勻分布。隨著退火溫度的升高，組織經(jīng)歷回復(fù)與再結(jié)晶過程，同時組織內(nèi)β晶粒中有細(xì)小α_s析出，與殘余β相組成新的β_T組織，組織變?yōu)殡p態(tài)組織。

（2）隨著退火溫度的升高，室溫下合金強(qiáng)度先下降再升高，塑性呈現(xiàn)出相反趨勢，在960℃時強(qiáng)度最高，抗拉強(qiáng)度為1071MPa，屈服強(qiáng)度為881MPa，在930℃時塑性最佳，斷后伸長率為17.5%，斷面收縮率為46%。高溫拉伸試驗(yàn)中，在870℃時強(qiáng)度最高，抗拉強(qiáng)度為258MPa，屈服強(qiáng)度為189MPa，在960℃時，塑性最高，斷后伸長率最高為280%。

（3）不同熱處理溫度的室溫斷口形貌大致相同，均為等軸韌窩；不同拉伸溫度下的高溫拉伸斷口中同樣包含大量的等軸狀韌窩，其韌窩尺寸更大更深，室溫與高溫拉伸的斷口形貌均為韌性斷裂的特征。

參考文獻(xiàn):

[1]郭鯉，何偉霞，周鵬，等．我國鈦及鈦合金產(chǎn)品的研究現(xiàn)狀及發(fā)展前景[J]．熱加工工藝，2020，49(22)：22-28．

[2]《稀有金屬加工手冊》編寫組．稀有金屬材料加工手冊[M].北京：冶金工業(yè)出版，1984．

[3]許愛軍，萬海鋒，梁春祖，等．低溫鈦合金材料應(yīng)用現(xiàn)狀及發(fā)展趨勢[J]．精密成形工程，2020，6(12)：145-156．

[4]田永武，朱樂樂，李偉東，等．高溫鈦合金的應(yīng)用及發(fā)展[J].熱加工工藝，2020，49(8)：17-20．

[5]周松，查濤，回麗，等．激光沉積修復(fù)TA15鈦合金斷裂韌度研究[J]．稀有金屬材料與工程，2021，50(7)：2528-2535．

[6]董顯娟，胡生雙，徐勇，等．β轉(zhuǎn)變組織TA15鈦合金的流動軟化行為[J]．中國有色金屬學(xué)報，2021，31(4)：858-867．

[7]LüTjeringG，WilliamsJC．Titanium[M]．Berlin：SpringerVerlag，2007．

[8]PanJinsheng，QuanJianmin，TianMinbo．Fundamentalofmaterialsscience[M]．Beijing：TsinghuaUniversityPress，2011.

[9]SauerC，LuetjeringG．Thermo-mechanicalprocessingofhighstrengthTi-titaniumalloysandeffectsonmicrostructureandproperties[J]．JournalofMaterialsProcessingTechnology，2001，117：311-317．

[10]HuangLJ，GengL，LiAB，etal．CharacteristicsofhotcompressionbehaviorofTi-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Sialloywithanequiaxedmicrostructure[J]．MaterialsScienceandEngineer-ingA，2008，489(1/2)：330-339．

[11]ShiXiaohui，ZengWeidong，LongYu，etal．Microstructureevolutionandmechanicalpropertiesofnear-αTi-8Al-1Mo-1Valloyatdifferentsolutiontemperaturesandcoolingrates[J].JournalofAlloysandCompounds，2017，727：555-565．

[12]ZhouYG，ZengWD，YuHQ．Aninvestigationofanewnear-betaforgingprocessfortitaniumalloysanditsapplicationinaviationcomponents[J]．MaterialsScienceandEngineeringA，1996，221(1)：204-212．

[13]ZhuShenliang，DongHongbo，ZhangGuihua，etal.Superplas-tictensiledeformationbehaviorofTC21titaniumalloy[J].Spe-cialCasting&NonferrousAlloys，2014，134(11)：1217-1221．

[14李波，張沛．TC4合金高溫拉伸變形力學(xué)行為與微觀組織演變關(guān)聯(lián)研究[J]．鍛壓技術(shù)，2015(6)：108-115．

[15]劉暢，董月成，方志剛．新型高強(qiáng)韌Ti-Al-Fe-B系鈦合金組織和性能研究[J]．稀有金屬材料與工程，2020，49(5)：1607-1613.

[16]杜宇，郭荻子，劉偉，等．冷變形及退火參數(shù)對CT20鈦合金管材組織和拉伸性能的影響[J]．中國有色金屬學(xué)報，2010，20(S1)：1045-1049．