引言

TA15钛合金属于高Al当量的近α型钛合金
，其名义成分为Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V
。该合金拥有优良的焊接机能和工艺塑性
，可用于出产厚板、薄板、型材、锻件、模锻件、棒材和线材等
，在飞机发起机和飞机结构件中得到宽泛的利用［1－3］
。

TA15钛合金通常是在通常退火状态下使用
，其重要强化机造是α不变元素Al的固溶强化
，通常以为不能通过热处置对其进行强化
。然而
，当对该合金成分进行调整
，使β不变元素含量提高（β不变系数K_β＞0.3）而落入（α＋β）两相合金领域时
，就存在通过热处置强化TA15钛合金的可能性
。

本钻研对K_β＞0.3的TA15钛合金中厚板材在750～1010℃进行了热处置
，分析了该区间内热处置对板材组织及室温力学机能的影响法规
，旨在为TA15钛合金中厚板材的出产提供肯定的有益参考
。

1、尝试

1.1尝试资料

尝试用原资料为45mm厚的热轧TA15钛合金板材
，金相法测得其相变点为990～995℃
，其主合金成分见表1
，β不变系数Kβ＝0.32
。

1.2尝试规划

尝试设备为箱式电阻炉（控温精度：±3℃）
，热处置造度为（750～1010）℃×1ｈ／AC
，规划共分为9组
，其中1～8组为通常退火
，退火温度顺次为750、780、800、830、850、880、900、950℃；第9组为β退火
，退火温度为1010℃
。

室温机能测试选取φ5mm的尺度试样
，试样方向为板材横向
，每组3个
，尝试了局取其均匀值
。

拉伸机能测试设备为instron-1185拉伸试验机
。显微组织（板材横截面）观测在OlympusMPG3金相显微镜上实现
。

2、了局与会商

2.1退火温度对显微组织的影响

图1为经分歧温度退火后TA15钛合金中厚板材的显微组织
。

从图1能够看出
，在两相区退火（750～950℃）后
，TA15钛合金中厚板材的组织均为双态组织
，即由初生α相＋针状（α＋β）相或初生α相＋次生α相＋残存β相组成
。当退火温度为750℃时
，初生α相由等轴α相和部门长条α相组成
。当退火温度在780℃以上时
，初生α相根基均为等轴α相
，且随着退火温度的升高
，初生α相含量从约70％逐步降低至约30％（950℃退火时）
，次生α相逐步析出并长大
，至880℃时次生α相显著长大；从900℃起头
，次生α相起头粗化；当退火温度为950℃时
，次生α相粗化显著
。在β相区1010℃退火时
，显微组织为藐幼的针状（α＋β）组织
，如图2ｉ所示
，其β晶粒粗壮
，内部杂乱散布着细长、平止仉状α相
，并且由于冷速慢而存在着晶界α相
。

本钻研中的TA15钛合金现实上属于两相合金（Kβ＝0.32）
，其再结晶起头温度约为800℃
，再结晶终了温度约为950℃
。因而在800℃以下
，如750～780℃退火时
，合金重要产生回复过程
。由于产生了多边形化过程而形成亚结构
，其组织描摹仍保留热轧态组织
，例如动态再结晶形成的等轴α相以及变形压扁的长条α相称
。在800～950℃退火时
，合金组织不仅产生α相和β相的再结晶
，同时还会产生亚稳β相分化及次生α相的析出：①在800～880℃退火时
，随着退火温度的升高
，组织中长条状次生α相逐步析出
，初生α相逐步等轴化；②880℃以上退火
，次生α相显著长大并粗化
，同时初生α相结晶更充分、晶粒逐步长大
。当β退火空冷后
，形成了粗壮魏氏体以及晶界α相
。

2.2退火温度对拉伸机能的影响

图2为经分歧温度退火后TA15钛合金中厚板材的室温拉伸机能
。由图2ａ能够看出
，当退火温度在750～880℃时
，随着退火温度的升高
，抗拉强度和屈服强度均出现先降低后升高的趋向
，且两者在880℃均达到峰值
，其中抗拉强度约增长86MPa
，屈服强度约增长19MPa；在880℃以上时
，强度均随着退火温度的升高而降落
，尤其是β退火后
，强度降幅更显著
，如抗拉强度和屈服强度别离降低了80MPa和138MPa
。显然退火温度匹敌拉强度和屈服强度的影响法规大体上是一致的
，但在具体变动幅度和区间上
，两者有肯定的区别
，如在750～880℃退火时
，抗拉强度在780℃左近出现微幼的波谷
，而屈服强度在850℃左近出现谷值
，其中抗拉强度和屈服强度在波峰和波谷的差值别离为95MPa和110MPa
。由抗拉强度和屈服强度的差值曲线同样能够看出
，在750～780℃时
，两者的变动幅度根基一致；在780℃以上
，两者的差值迅速变大（屈服强度的变动更显著）并在850℃左近达到第一个峰值（约为117MPa）；在850～900℃时
，两者的变动幅度逐步缩幼
，在900℃出现谷值（约为92MPa）；在780℃之后
，两者的差值又迅速拉大（屈服强度的降幅更显著）
，在1010℃时达到第二个峰值（约为171MPa）
。对9组强度数据进行统计分析可知
，抗拉强度的均匀颠簸为2.4％
，最大颠簸为5.5％；屈服强度的均匀颠簸为4.4％
，最大颠簸为10.1％（呈此刻1010℃
，β退火时）
，这也注明在750～1010℃退火时
，屈服强度的颠簸较抗拉强度要更剧烈
。由图2ｂ能够看出
，在750～880℃时
，随着退火温度的升高
，延长率和断面收缩率均出现先升高后降低的趋向
，且两者均在880℃出现波谷；在880℃以上时
，塑性随退火温度的升高而升高
，且在950℃出现峰值；当退火温度处于β相区（1010℃）时
，塑性急剧降落
，延长率和断面收缩率别离为10％和18％
，两者仅约为两相区退火时的50％
。

出现上述景象的原因是在800℃以下退火时
，板材因产生回复而解除了热轧过程产生的内应力
，因而在机能上阐发为强度降落而塑性升高；在800～950℃退火时
，板材同时产生再结晶软化和次生α相强化过程
，因而退火后TA15钛合金中厚板材的机能变动取决于这两种成分何时起主导作用
。其中
，在800～880℃退火时
，由于次生α相的强化占主导作用
，因而板材的抗拉强度随退火温度的升高而增大
，且在880℃达到峰值
。880℃以上退火
，次生α相显著长大并粗化
，其强化作用大大减弱
，这时再结晶软化作用占主导职位
，因而板材的抗拉强度随退火温度的升高而降低
。当在1010℃β退火时
，由于组织中存在粗壮魏氏体以及晶界α相而使强度和塑性同时急剧降落
。对于800～880℃退火时
，屈服强杜纂抗拉强度变动法规不一致（例如在830～850℃出现谷值）的问题
，可用亚稳β相的分化来诠释［4］
。这是由于亚稳β相分化过程可促使合金在较低应力下进行塑性变形
，从而引起屈服强度的急剧降低
。

有钻研批注［5］
，两相合金的断面收缩率与初生α相含量有亲昵关系
。本钻研中
，在800～950℃退火时
，初生α相的含量约为70％～30％
，其断面收缩率始终维持在40％以上
，颠簸并不极度显著
。而通常地
，合金在室温拉伸试验时其塑性与强度呈相反法规变动
。

3、结论

（1）在两相区和β相区退火后
，TA15钛合金的组织别离为双态组织和魏氏组织；两相区退火时
，随退火温度的升高
，再结晶过程更充分
，次生α相逐步析出、长大直至显著粗化
。

（2）在750～950℃领域内
，室温强度随退火温度的升高先降低后升高再降低
，在880℃左近出现峰值
。而室温塑性总体上颠簸较幼
，与室温强度呈相反变动趋向
，即随退火温度的升高先升高后降低再升高
，在880℃和950℃别离出现谷值和峰值
。

（3）与两相区退火相比
，β相区退火后
，板材的强度和塑性均急剧降落
。

（4）在整个退火温度（750～1010℃）领域内
，屈服强度对于退火温度的变动更敏感
，其颠簸幅度比抗拉强度的更大
。

参考文件

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