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，其重要强化机制是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℃），热处置制度为（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，显微组织为藐小的针状（α＋β）组织，如图2ｉ所示，其β晶粒粗壮，内部杂乱散布着细长
、、、平直针状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℃左近出现细小的波谷，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小，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，屈服强度与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小，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

［1］吕逸凡，孟祥军，李士凯，等．退火热处置对TA15钛合金组织和机能的影响［Ｊ］．资料开发与利用，2009，24（5）：：：7－12．

［2］沙爱学，李兴无，储俊鹏．TA15钛合金的通常退火［Ｊ］．罕见金属，2003，27（1）：：：213－215．

［3］朱知寿，王新南，童路，等．中国航空结构用新型钛合金钻研［Ｊ］．钛工业进展，2007，24（6）：：：28－32．

［4］王玉会，李艳，张旺峰，等．分歧变形量TA15钛合金的热处置行为［Ｊ］．中国有色金属学报，2010，20（1）：：：641－646．

［5］张旺峰，曹春晓，李兴无，等．β热处置TA15钛合金对力学机能的影响法规［Ｊ］．罕见金属资料与工程，2004，33（7）：：：768－770．