鈦及鈦合金具有比強(qiáng)度高、耐高溫、耐低溫、耐腐蝕性、密度小等眾多優(yōu)異特性，在汽車工業(yè)、軍工領(lǐng)域、航天航空等領(lǐng)域均勻廣泛的使用，具有十分良好的發(fā)展前景[1，2]。Ti- 6.5A1-2Zr-1Mo-1V 合金（也稱 TA15 合金）是一種典型的近 α 型鈦合金，具有適中的強(qiáng)度，因?yàn)樵摵辖鸩坏砑应?型穩(wěn)定元素 Al 和 β 型穩(wěn)定元素 Mo 和 V，同時(shí)添加了一 定量的中間元素 Zr，使該合金具備優(yōu)異的焊接性能、熱穩(wěn)定性能和良好的塑性等特點(diǎn)，在航天發(fā)動(dòng)機(jī)葉片、飛機(jī)輪轂、飛機(jī)承重件等領(lǐng)域有廣泛使用[3，4]。

因?yàn)?Ti-6.5A1-2Zr-1Mo-1V 合金的應(yīng)用領(lǐng)域廣泛，故對(duì)性能的要求愈加嚴(yán)格，研究領(lǐng)域也十分多元化，范朝等[5]研究了 TA15合金粉體制備及其 SLM 成形性能，結(jié)果表明 ： 霧化壓力的大小，對(duì)不同位置的粉體的松裝密度和流動(dòng)性有明顯影響 ；而改變隨熔煉功率除了影響松裝密度和流動(dòng)性外，對(duì)粉體衛(wèi)星球和球形程度的優(yōu)異性也有影響 ；在制成的 樣品橫截面處有格子形貌出現(xiàn)，大量交錯(cuò)分布馬氏體存在格子內(nèi)部 ；而縱截面位置則出現(xiàn)一定數(shù)量的 β 柱狀晶。馬慶等[6] 研究了 TA15鈦合金雙道次熱壓縮變形軟化行為及等 軸 α 相組織演變規(guī)律，結(jié)果表明 ：流動(dòng)應(yīng)力的大小受到應(yīng)變速率和變形溫度的影響 ；合金在保溫時(shí)，有靜態(tài)軟化現(xiàn)象產(chǎn)生，變形溫度越高其軟化率越高，同時(shí)發(fā)現(xiàn)合金組織中的 等軸 α 相在此過(guò)程中細(xì)化明顯，其細(xì)化程度受到靜態(tài)軟化影響。

本文以 Ti-6.5A1-2Zr-1Mo-1V鈦合金棒材為研究對(duì)象，研究棒材在經(jīng)退火處理后，不同位置微觀組織和拉伸性能，探索實(shí)際生產(chǎn)中遇到的問(wèn)題，為該合金的應(yīng)用作出一定參考。

1、 試驗(yàn)材料與方法

本試驗(yàn)材料為新疆湘潤(rùn)新材料科技有限公司生產(chǎn)的直徑為 150mm 的棒材，該棒材經(jīng)三次真空熔煉以及多火次鍛造而成（圖1a所示），其成品化學(xué)成分為（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）：6.7Al、1.7Mo、2.2V、0.2O、Ti 余 量。Ti-6.5A1-2Zr-1Mo-1V 棒材鍛態(tài)低倍組織如圖1b所示，由圖1b可得，棒材低倍組織為均勻的半模糊以及模糊晶，晶粒分布十分均勻，并無(wú)冶金缺陷以及肉眼可見(jiàn)的裂紋、折疊、分層組織、氣孔、偏析、細(xì)晶亮帶，以及金屬或非金屬夾雜，符合《GJB 2744A-2007 航空用鈦及鈦合金鍛件規(guī)范》的 2 類組織。

依據(jù)《GB/T 23605 ? 2009 鈦合金轉(zhuǎn)變溫度 β 測(cè)定方法》測(cè)得合金的相變點(diǎn)為 1010℃ ~1015℃，其相變金相組織如圖 2 所示。

從成品棒材中切取長(zhǎng)度為80mm樣棒，按《GJB3763A-2004鈦及鈦合金熱處理》中所規(guī)定制度對(duì)棒材進(jìn)行熱處理，其熱處理制度為850℃×2h/AC，隨后進(jìn)行微觀組織以及力學(xué)性能的測(cè)試，拉伸式樣的取樣方向分別T向（棒材橫向）和L向（棒材縱向），微觀組織使用型號(hào)為ICX41M的光學(xué)顯微鏡觀察，使用INSTRON萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)測(cè)試棒材的室溫以及高溫拉伸性能，其中每組試驗(yàn)測(cè)試三個(gè)式樣，最后取平均值。

2、 結(jié)果與討論

2.1 原始微觀組織

棒材鍛造完成后，在鍛棒的邊部、D/4 處、心部分別進(jìn)行顯微組織觀察，棒材具體形貌如圖 3 所示，棒材橫向和縱向的微觀組織為典型的 α+β 兩相區(qū)鍛造加工而成的組織，組織中原始 β 晶界完全破碎，組織由初生 α 相和 β 轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成 β 轉(zhuǎn)變組織包含軸細(xì)小的次生 α 相和 β 殘，其中棒材邊部以及 D/4 處的微觀組織中具有較高的等軸化程度，而心部組織中出現(xiàn)少量被拉長(zhǎng)的初生 α 相組織，總體而言，組織橫縱向差異較小。

2.2 退火態(tài)微觀組織

經(jīng)退火后的鍛棒邊部橫、縱向的顯微組織（圖 4a1、4b1）均為雙態(tài)組織，與原始金相組織相比，橫向組織中除等軸 α 相外，還存在少量拉長(zhǎng) α 相組織，經(jīng)檢測(cè)可得其初生 α 相含量為 47.8%，α 晶粒平均直徑為 20.3μm，晶粒度級(jí)別為 8.3 級(jí)，拉長(zhǎng)的條狀初生 α 長(zhǎng)度不超過(guò) 0.25 mm，該組織符合 GJB2744A-2007 中的 2 類組織。組織中縱向的初生 α 相含量為 42.8%，平均 α 晶粒直徑為 37.8μm，晶粒度級(jí)別 6.8 級(jí)，條狀初生 α 長(zhǎng)度不超過(guò) 0.25 mm，顯微組織符合 GJB2744A-2007 中的 4 類組織。對(duì)比邊部位置橫、縱向顯微組織，橫向組織中初生 α 相含量略高于縱向顯微組織，且橫向組織中平均 α 晶粒直徑低于縱向組織，縱向組織中拉長(zhǎng) α 含量高于橫向組織。

D/4 處 橫、縱 向 的 顯 微 組 織 與 頭 部 組 織 類 似，經(jīng) 檢測(cè)橫向組織初生 α 相含量為 54.5%，平均 α 晶粒直徑為16.2μm，晶粒度級(jí)別為 8.9 級(jí)，條狀初生 α 長(zhǎng)度不超過(guò) 0.25 mm，且顯微組織符合 GJB2744A-2007 中的 2 類組織，縱向組織初生 α 相含量為 55.4%，平均 α 晶粒直徑為25.4μm，晶粒度級(jí)別 7.6 級(jí)，條狀初生 α 長(zhǎng)度不超過(guò) 0.25 mm，顯微組織亦符合 GJB2744A-2007 的 2 類組織。對(duì)比D/4 處橫、縱向顯微組織，初生 α 向含量相差不大，縱向平均晶粒度大于橫向組織，橫、縱向組織等軸化程度均較高，且有明顯的方向性。

退火后棒材心部位橫、縱向的顯微組織同樣為等軸α 和少量的拉長(zhǎng) α 組織，經(jīng)檢測(cè)橫向組織初生 α 相含量為 62.0%，平 均 α 晶 粒 直 徑 為 25.6μm，晶 粒 度 級(jí) 別 為7.6 級(jí)，條狀初生 α 長(zhǎng)度不超過(guò) 0.25mm，顯微組織符合GJB2744A-2007 的 2 類 組 織，縱 向 組 織 初 生 α 相 含 量為 62.9%，平 均 α 晶 粒 直 徑 為 27.0μm，晶 粒 度 級(jí) 別 7.5 級(jí)，條狀初生 α 長(zhǎng)度不超過(guò) 0.25 mm，顯微組織亦符合GJB2744A-2007 的 4 類組織，對(duì)比中心部位橫、縱向顯微組織，初生 α 向含量以及平均晶粒度尺寸均相差不大。 合金經(jīng)退火處理后，組織中析出新的次生 α 相，與組織中剩余的殘余 β 相形成新的 β 轉(zhuǎn)變組織，經(jīng)退火后的組織仍為雙態(tài)組織，組織的次生 α 相的析出由退火后的冷卻速度以及 β 基體中元素含量所決定[7]。

退火溫度的高低會(huì)影響組織中元素進(jìn)行再分配，當(dāng)溫度較高時(shí)，α 相向 β 相轉(zhuǎn)變會(huì)增多，而元素進(jìn)行再分配會(huì)導(dǎo)致位于 β 相中的 β 穩(wěn)定元素含量降低，當(dāng) α 穩(wěn)定元素含量增加時(shí)，冷卻過(guò)程中 β 相的穩(wěn)定性下降，促使次生 α 相析出。

2.3 退火后室溫拉伸性能

在樣棒 D/4 位置取室溫拉伸試樣，測(cè)試結(jié)果如表 1 所示，合金的抗拉以及屈服強(qiáng)度較高，且橫、縱向差異較小，符合標(biāo)準(zhǔn)要求。

拉伸式樣在進(jìn)行變形時(shí)，滑移會(huì)在等軸 α 晶粒中率先開(kāi)始，在拉伸不斷進(jìn)行過(guò)程中，滑移會(huì)占據(jù)更多的初生 α相，因?yàn)榻M織中同時(shí)含有 β 轉(zhuǎn)變組織，滑移還會(huì)向 β 轉(zhuǎn)變組織內(nèi)擴(kuò)展，β 轉(zhuǎn)變組織中的次生 α 相是對(duì)合金強(qiáng)度起到主要影響[8]，眾多的次生 α 相交錯(cuò)分布，同時(shí)相界面也會(huì)對(duì)滑移起到阻礙效果，增加合金變形難度，增加強(qiáng)度。由于等軸 α 相會(huì)減小滑移帶的間距，減小位于晶界處的位錯(cuò)塞積，推遲空洞的生長(zhǎng)，增加斷裂合金承受的形變程度，增加合金塑性[9-11]。

2.4 退火后高溫拉伸性能

同樣在樣棒 D/4 位置取高溫拉伸試樣，拉伸溫度為500℃，測(cè)試結(jié)果如表 2 所示，相比室溫拉伸性能，合金的抗拉以及屈服強(qiáng)度較低，而塑性較高，橫、縱向差異較小，符合標(biāo)準(zhǔn)要求。

通常情況下，提高變形溫度會(huì)增加組織內(nèi)部的熱激活能，原子振幅與動(dòng)能會(huì)增加，同時(shí)增加空位和位錯(cuò)的活躍程度，增加滑移系數(shù)量的同時(shí)降低滑移產(chǎn)生的臨界分切應(yīng)力，減小晶面進(jìn)行滑移時(shí)的阻礙，降低合金強(qiáng)度。同時(shí)，在進(jìn)行高溫拉伸時(shí)，部分位于組織中的相會(huì)溶解，強(qiáng)化作用減弱，進(jìn)行拉伸時(shí)會(huì)產(chǎn)生動(dòng)態(tài)回復(fù)，提高位錯(cuò)內(nèi)相的數(shù)量，提升軟化機(jī)制，塑性增加。

3、 結(jié)論

（1）鍛后棒材橫向和縱向的微觀組織為典型的 α+β 兩相區(qū)鍛造加工而成的組織，組織中原始 β 晶界完全破碎，組織由初生 α 相和 β 轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成 β 轉(zhuǎn)變組織包含軸細(xì)小的次生 α 相和 β 殘，橫縱向組織差異較小。

（2）與原始金相組織相比，退火后棒材的不同位置的組織中除等軸 α 相外，還存在少量拉長(zhǎng) α 相組織。

（3）鈦棒材室溫的抗拉以及屈服強(qiáng)度較高，塑性良好，且橫、縱向差異較小。

（4）相比室溫拉伸性能，棒材的高溫拉伸強(qiáng)度較低，而塑性較高，橫、縱向差異較小。

參考文獻(xiàn)：

[1]安強(qiáng) , 祁文軍 , 左小剛 .TA15 鈦合金表面原位合成 TiC 增強(qiáng)鈦基激光熔覆層的組織與耐磨性 [J/OL]. 材料工程 :1-8.

[2]李永奎 , 齊海東 , 路林等 . 基于熱膨脹方法的 TA15 鈦合金的連續(xù)冷卻相轉(zhuǎn)變 [J]. 材料熱處理學(xué)報(bào) ,2021,42(12):69-75.

[3]唐學(xué)峰 , 黃振 , 溫紅寧 , 等 . 基于深度神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)的 TA15 高溫拉伸變形行為精確預(yù)測(cè) [J]. 鍛壓技術(shù) ,2021,46(09):67-76.

[4]李細(xì)鋒 , 曹旭東 , 王斌 , 等 . 鈦合金電輔助塑性成形技術(shù)研究進(jìn)展 [J].航空制造技術(shù) ,2021,64(17):22-30.

[5]馬慶 , 魏科 , 唐海兵 , 等 .TA15 鈦合金雙道次熱壓縮變形軟化行為及等軸 α 相組織演變規(guī)律 [J]. 材料熱處理學(xué)報(bào) ,2021,42(08):40-47.

[6]馬慶 , 魏科 , 唐海兵 , 等 .TA15 鈦合金雙道次熱壓縮變形軟化行為及等軸 α 相組織演變規(guī)律 [J]. 材料熱處理學(xué)報(bào) ,2021,42(08):40-47.

[7]Lütjering G,Williams J C.Titanium[M].Berlin:Springer Verlag,2007:202.

[8]C.Sauer,G.Luetjering.Thermo-mechanical processingof high strength Ti-titanium alloys and effects onmicrostructure and properties[J].Journal of Materials ProcessingTechnology,2001,117:311.

[9]Huang L J,Geng L,Li A B et al.Materials Science andEngineering A[J].2008,489(1-2):330.

[10] Shi Xiaohui,Zeng Weidong,Long Yu et al.Journal of Alloysand Compounds[J].2017,727:555.

[11] Zhou Y G,Zeng W D,Yu H Q.Materials Science andEngineering A[J].1996,221(1):58.