TA15鈦合金作為一種與俄羅斯BT20鈦合金相似的近α鈦合金，其名義成分為Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V，具有較高的比強(qiáng)度、抗蠕變性、耐蝕性以及良好的焊接性能，能在500℃以上的工作環(huán)境中穩(wěn)定工作，是制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)盤、葉片等重要部件的關(guān)鍵材料，在航空航天領(lǐng)域占據(jù)著不可或缺的地位。

本文基于提供的5篇關(guān)于TA15鈦合金的研究論文，從熱連軋工藝、電子束焊接接頭高周疲勞性能、熱處理對(duì)激光選區(qū)熔化增材制造的影響、雜質(zhì)成分的影響以及焊接順序?qū)Ρ诎搴附幼冃蔚挠绊懙榷鄠€(gè)方面展開深入探討。通過整合各論文中的核心數(shù)據(jù)與研究結(jié)論，系統(tǒng)分析不同工藝參數(shù)和條件對(duì)TA15鈦合金組織與性能的作用規(guī)律，為該合金的生產(chǎn)加工、性能優(yōu)化及工程應(yīng)用提供全面且專業(yè)的理論依據(jù)和實(shí)踐參考。

本文將按照熱連軋工藝、電子束焊接接頭高周疲勞性能、熱處理對(duì)激光選區(qū)熔化增材制造的影響、雜質(zhì)成分的影響、焊接順序?qū)Ρ诎搴附幼冃蔚挠绊懙捻樞蛞来握撌?，最后進(jìn)行全文總結(jié)，歸納TA15鈦合金的關(guān)鍵特性及各工藝因素的影響規(guī)律，以期為相關(guān)領(lǐng)域的研究與應(yīng)用提供便利。

一、TA15鈦合金棒材的熱連軋工藝

（一）實(shí)驗(yàn)過程

Gleeble熱模擬試驗(yàn)試驗(yàn)采用直徑25mm的TA15鈦合金小圓棒，經(jīng)800℃退火處理1.5h后，機(jī)械加工成直徑8mm×12mm的壓縮試樣，試樣上下兩端加工成直徑7mm×0.2mm的淺槽，添加BN潤(rùn)滑劑以減少摩擦。在Gleeble3800熱/力模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行壓縮試驗(yàn)，加熱速度為5℃/s，至設(shè)定壓縮溫度后保溫3min，然后進(jìn)行等溫壓縮。變形溫度分別為800、850、900、950、1000和1050℃，應(yīng)變速率分別為0.01、0.1、1和10s?1，由計(jì)算機(jī)自動(dòng)控制變形過程并采集數(shù)據(jù)，最終得到TA15鈦合金高溫壓縮變形的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線。

熱連軋工藝設(shè)計(jì)結(jié)合Gleeble熱模擬試驗(yàn)結(jié)果，設(shè)計(jì)熱連軋工藝的關(guān)鍵參數(shù)，包括坯料加熱溫度、連軋入口變形溫度、連軋速率、連軋總變形量等。具體工藝流程為：三次真空自耗熔煉成直徑860mm的鑄錠→鍛至80mm×80mm×80mm→打磨去除缺陷→在高合金鋼生產(chǎn)線連續(xù)軋制成直徑20mm的成品→磨光→探傷→取樣、檢測(cè)性能和組織→合格入庫。

（二）試驗(yàn)結(jié)果與分析

Gleeble熱模擬試驗(yàn)結(jié)果由真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線可知，TA15鈦合金高溫壓縮變形時(shí)，流變應(yīng)力變化呈現(xiàn)以下規(guī)律：在峰值點(diǎn)之前，應(yīng)力隨應(yīng)變量的增加近線性迅速增大；應(yīng)變速率一定時(shí)，隨著變形溫度的升高，峰值點(diǎn)呈下降趨勢(shì)；溫度一定時(shí)，隨著變形速率的增大，峰值點(diǎn)呈上升趨勢(shì)。此外，隨著變形溫度的升高，材料的流動(dòng)應(yīng)力逐漸降低，在800~950℃溫度范圍內(nèi)，材料的流變應(yīng)力到達(dá)峰值之后總體呈下降趨勢(shì)，主要軟化機(jī)制可能是動(dòng)態(tài)再結(jié)晶；在950~1050℃時(shí)，材料的流動(dòng)應(yīng)力幾乎穩(wěn)定在一定值，表現(xiàn)出動(dòng)態(tài)回復(fù)的特征。

熱連軋棒材試驗(yàn)結(jié)果根據(jù)熱模擬試驗(yàn)結(jié)果，考慮變形溫度與變形抗力的關(guān)系及熱連軋溫升的影響，將變形溫度設(shè)定在850~950℃，對(duì)兩批直徑20mm的TA15鈦合金棒材進(jìn)行試驗(yàn)，兩批棒材軋制變形量相同，均在兩相區(qū)軋制，但工藝2的軋入口溫度較工藝1高45℃，使表面質(zhì)量得到改善，而組織和性能變化不大。

不同軋制工藝獲得的TA15鈦合金棒材性能檢測(cè)結(jié)果如下表所示：

從表中可以看出，不同軋制工藝得到的TA15鈦合金小規(guī)格棒材的常規(guī)力學(xué)性能都能滿足相應(yīng)的技術(shù)要求。三種工藝的室溫強(qiáng)度、室溫塑性與500℃高溫性能相當(dāng)；而兩種熱連軋工藝生產(chǎn)的棒材沖擊韌性高于橫列式軋制工藝生產(chǎn)的棒材，但室溫屈服強(qiáng)度低于后者。

從顯微組織來看，采用兩種熱連軋工藝生產(chǎn)的TA15鈦合金棒材組織主要由初生等軸α相、片狀的次生α相和β相組成，其中40%~50%為等軸α相。由于連軋一火成材，變形速度快、變形量大，引起軋制過程中棒材溫升嚴(yán)重，造成一部分初生α相熔解，在隨后的冷卻過程中變成不穩(wěn)定的β相，通過退火分解成片狀的次生α相，形成雙態(tài)組織，其強(qiáng)度、塑性和沖擊韌性匹配較好。傳統(tǒng)橫列式軋制方式生產(chǎn)的TA15鈦合金棒材組織中，等軸α相含量達(dá)到90%以上，基本沒有變形溫升，強(qiáng)度、塑性等均較好，但沖擊韌性相對(duì)較低。

二、TA15鈦合金電子束焊接接頭高周疲勞性能研究

（一）試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料試驗(yàn)采用TA15板材、厚度為a的電子束焊接厚板和厚度為b的電子束焊接厚板（簡(jiǎn)稱“焊接接頭a”和“焊接接頭b”），焊縫位于試件橫向?qū)ΨQ軸線處，為橫向?qū)雍缚p，與載荷方向垂直。TA15鈦合金的化學(xué)成分如下表所示：

試驗(yàn)方法高周疲勞試驗(yàn)選用棒狀試樣，在室溫空氣環(huán)境中進(jìn)行，試驗(yàn)頻率f=100Hz，加載波形為正弦波，加載方式為軸向拉-拉，應(yīng)力比R=0.1，條件疲勞極限指定壽命為10?周，試驗(yàn)參照國標(biāo)GB3075-2008《金屬材料疲勞試驗(yàn)軸向力控制方法》，使用PLG-100C高頻疲勞試驗(yàn)機(jī)。采用捷克TESCAN型金相顯微鏡觀察疲勞斷口，分析TA15母材、焊接接頭a和焊接接頭b疲勞斷口的特征。

疲勞試驗(yàn)的S-N曲線由兩部分構(gòu)成：一是用常規(guī)成組試驗(yàn)法測(cè)疲勞曲線的斜線部分，每根試樣在選定的應(yīng)力水平下進(jìn)行循環(huán)拉伸試驗(yàn)直至破壞，得到其疲勞壽命（N?）；二是用升降法測(cè)疲勞曲線的水平部分，求得耐久極限應(yīng)力。

（二）試驗(yàn)結(jié)果與分析

中值疲勞壽命測(cè)定具有50%可靠度的中值疲勞壽命，計(jì)算子樣平均值和子樣方差，檢驗(yàn)應(yīng)力水平下的壽命觀測(cè)值個(gè)數(shù)是否滿足條件。得到TA15棒狀母材、棒狀焊接接頭a和棒狀焊接接頭b的S-N曲線，結(jié)果表明電子束焊對(duì)TA15鈦合金的高周疲勞性能影響極小，在低應(yīng)力段疲勞壽命有所提高，說明電子束焊接是一種適合鈦合金厚板結(jié)構(gòu)的焊接方式。

安全疲勞壽命假設(shè)TA15焊接接頭對(duì)數(shù)疲勞壽命遵循正態(tài)分布，存活率P的對(duì)數(shù)安全壽命x?可表示為x?=μ+μ?σ，其中μ為對(duì)數(shù)疲勞壽命母體平均值，σ為對(duì)數(shù)疲勞壽命母體標(biāo)準(zhǔn)差，μ?是與存活率P對(duì)應(yīng)的標(biāo)準(zhǔn)正態(tài)偏差。取存活率P=99%，置信度為95%，擬合得到焊接接頭a和焊接接頭b的P-S-N曲線。

疲勞極限應(yīng)力根據(jù)公式σ??=（1/n*）∑n?σ?，求得TA15母材、焊接接頭a和焊接接頭b室溫下、疲勞壽命超過1.0×10?次的耐久極限應(yīng)力值分別為452.67MPa、443.43MPa和439.70MPa，焊接接頭a和焊接接頭b的耐久極限應(yīng)力相對(duì)母材分別下降2.0%和2.9%，表明TA15母材及其電子束焊接接頭具有較好的抗高周疲勞性能。

疲勞斷口微觀形貌與疲勞壽命的相關(guān)性

疲勞斷口全貌：疲勞斷口均由裂紋源區(qū)、裂紋擴(kuò)展區(qū)和瞬斷區(qū)組成，斷口較粗糙，由于斷口的多次摩擦，裂紋源區(qū)相對(duì)光滑，裂紋擴(kuò)展區(qū)面積較大，推斷疲勞壽命較長(zhǎng)。

疲勞源區(qū)：母材疲勞源區(qū)有脆性夾雜物，焊接接頭a的裂紋起源于幾個(gè)分散的氣孔，焊接接頭b的疲勞源于試樣表面下的一些冷隔，說明微觀缺陷對(duì)裂紋的萌生影響較大。

裂紋擴(kuò)展區(qū)：母材組織為細(xì)晶粒且均勻的等軸α相，焊縫區(qū)為粗大的β晶粒及針狀α氏體，母材的疲勞條紋間距小于焊縫區(qū)，表明母材的抗疲勞裂紋擴(kuò)展能力更強(qiáng)。

瞬斷區(qū)形貌：材料應(yīng)力較高、較脆時(shí)，瞬斷區(qū)面積較大；應(yīng)力較低、韌性較大時(shí)，瞬斷區(qū)面積較小。疲勞壽命較低的瞬斷區(qū)面積大，疲勞壽命高的瞬斷區(qū)面積小。

焊縫組織：在低應(yīng)力區(qū)域，TA15的兩種電子束焊接件的疲勞壽命與母材相當(dāng)或偏高一些，因?yàn)楫?dāng)微觀缺陷對(duì)焊縫的疲勞裂紋萌生影響很小時(shí)，焊縫中均勻分布的β氏體使焊縫的強(qiáng)度大于母材。

三、熱處理對(duì)激光選區(qū)熔化增材制造TA15鈦合金組織與性能的影響

（一）實(shí)驗(yàn)過程

實(shí)驗(yàn)材料與設(shè)備試驗(yàn)所用TA15鈦合金粉末粒徑在15~53μm之間，使用前進(jìn)行真空烘干（120℃/2h）。SLM成形基板為TA15鈦合金板材，成形過程對(duì)基板進(jìn)行預(yù)熱，預(yù)熱溫度為100~200℃。TA15鈦合金的相變溫度點(diǎn)約在985℃，據(jù)此設(shè)置一系列熱處理退火制度如下表所示：

測(cè)試方法利用SX-4-10型箱式電阻爐對(duì)試樣進(jìn)行熱處理，采用金相顯微鏡、掃描電子顯微鏡等觀察試樣組織，進(jìn)行拉伸性能測(cè)試。

（二）結(jié)果與分析

沉積態(tài)組織SLM成形TA15鈦合金沉積態(tài)試樣外觀無開裂現(xiàn)象，組織為粗大的呈外延生長(zhǎng)的β柱狀晶，沿沉積方向生長(zhǎng)且貫穿多個(gè)熔覆層，呈明暗交替現(xiàn)象。β柱狀晶內(nèi)存在大量的細(xì)小針狀馬氏體α'相，具備高縱橫比特征，與β柱狀晶晶界的夾角約成±45°。XRD分析結(jié)果表明，SLM成形TA15沉積態(tài)試樣的主要組成相為馬氏體α'相。

退火態(tài)組織當(dāng)退火溫度在750~950℃之間時(shí)，SLM成形TA15試樣組織均為外延生長(zhǎng)的β柱狀晶，在較低溫度（750℃、800℃）下退火，β柱狀晶內(nèi)的細(xì)針狀α'馬氏體數(shù)量未減少；隨著溫度升高，α'相數(shù)量開始減少，900℃和950℃時(shí)，初生β柱狀晶晶界逐漸模糊以至消失，細(xì)針狀α'馬氏體也隨之消失。1000℃時(shí)，β柱狀晶徹底消失，轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S狀、近等軸狀的β晶粒，晶粒內(nèi)部出現(xiàn)集束狀的魏氏α+β板條，發(fā)生相轉(zhuǎn)變。

掃描電子顯微鏡分析顯示，750℃時(shí)，組織為針狀馬氏體α'相和彌散分布的白色顆粒狀β相；800℃時(shí)，馬氏體α'相逐漸向板條狀α相轉(zhuǎn)變，析出更多白色顆粒狀β相；850℃時(shí)，細(xì)長(zhǎng)針狀馬氏體α'相全部轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小層片狀α相，呈現(xiàn)編織狀網(wǎng)籃組織形貌，顆粒狀β相形成斷續(xù)島狀；900℃時(shí)，島狀β相互相連接形成連續(xù)分布的β相板條，層片狀α相變長(zhǎng)且尺寸略微粗化；950℃時(shí)，α相和β相均顯著粗化并呈網(wǎng)籃分布，部分α相呈現(xiàn)等軸化；1000℃時(shí)，組織由網(wǎng)籃狀全部轉(zhuǎn)變?yōu)榇执蟮奈菏霞鵂畎鍡l，組織不均勻性顯著降低。

力學(xué)性能挑選沉積態(tài)、850℃/2h/FC、900℃/2h/FC、950℃/2h/FC熱處理后的試樣進(jìn)行拉伸性能測(cè)試，結(jié)果表明：未經(jīng)熱處理的沉積態(tài)橫向試樣抗拉強(qiáng)度為1259MPa，延伸率為7.3%；縱向試樣抗拉強(qiáng)度為1095MPa，延伸率僅為2.6%，存在明顯的力學(xué)性能各向異性。

退火后，隨著退火溫度升高，橫向和縱向試樣抗拉強(qiáng)度均呈下降趨勢(shì)，延伸率均呈增加趨勢(shì)。850℃/2h/FC熱處理后，橫向試樣抗拉強(qiáng)度為1138MPa，延伸率增至10.4%；縱向試樣抗拉強(qiáng)度為1065MPa，延伸率增至10.8%，力學(xué)性能各向異性明顯改善。900℃退火后，試樣抗拉強(qiáng)度進(jìn)一步下降，縱向試樣延伸率增至11.3%，橫向試樣延伸率降至8.1%。繼續(xù)升高溫度，抗拉強(qiáng)度進(jìn)一步下降，延伸率進(jìn)一步增加。綜合來看，850℃/2h/FC退火熱處理制度更適用于改善SLM成形TA15試樣的綜合力學(xué)性能。

四、雜質(zhì)成分對(duì)TA15鈦合金力學(xué)性能和微觀組織的影響

（一）實(shí)驗(yàn)過程

試驗(yàn)材料為三爐雜質(zhì)成分不同的直徑14mmTA15鈦合金棒材，采用相同冶煉工藝和熱加工工藝，經(jīng)相同熱處理制度退火后，測(cè)試室溫拉伸、高溫拉伸、持久、沖擊性能，并利用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡和透射電鏡觀察分析微觀組織結(jié)構(gòu)。

（二）試驗(yàn)結(jié)果與分析

化學(xué)成分與相變點(diǎn)三種成分的主要合金元素控制在中線，雜質(zhì)元素含量不同：成分1的雜質(zhì)元素N、O、Fe均為海綿鈦中帶入；成分2在成分1基礎(chǔ)上提高O、Fe含量；成分3在前兩種成分基礎(chǔ)上又提高N含量。具體成分如下表所示：

由于O、N是α穩(wěn)定元素，提高相變點(diǎn)；Fe是β穩(wěn)定元素，降低相變點(diǎn)，因此不同成分的相變點(diǎn)不同，成分3相變點(diǎn)最高，成分1最低。

力學(xué)性能三種成分的試樣力學(xué)性能存在較大差別：

室溫拉伸強(qiáng)度：屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度隨O、N、Fe含量增加而逐漸提高，成分3的斷面收縮率比成分1和成分2低20%左右。

500℃拉伸強(qiáng)度：成分1的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度低于后兩種成分，成分2和成分3相差不大；斷面收縮率變化趨勢(shì)與室溫相同。

500℃持久強(qiáng)度：成分1的持久強(qiáng)度較差，不滿足技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)，成分2和成分3均能滿足。

室溫沖擊：隨O、N、Fe含量增加，室溫沖擊值逐漸降低。

微觀組織三種成分的試樣退火后均為兩相雙態(tài)組織，由等軸或球狀的初生α相和β轉(zhuǎn)變組織組成，但初生α相的含量、尺寸以及β轉(zhuǎn)變基體上次生α相的含量、長(zhǎng)短存在差異。成分1的初生α相含量最多，但大小不均勻；成分2的初生α相尺寸最小且均勻；成分1的次生α相既有長(zhǎng)條狀也有短棒狀，尺寸較寬；成分2的黑色β轉(zhuǎn)變基體較多，條狀次生α相均勻且為短棒狀；成分3的球狀初生α相顆粒均勻，條狀次生α相較細(xì)。

五、焊接順序?qū)A15鈦合金壁板焊接變形的影響

（一）試驗(yàn)與有限元計(jì)算

丁字形接頭TIG穿透焊焊接試驗(yàn)?zāi)覆臑門A15鈦合金，焊絲牌號(hào)為TA0-1（Φ1.6mm），平板尺寸為200mm×200mm×2.5mm，筋條尺寸為200mm×10mm×1.5mm。焊前清洗待焊區(qū)域，將筋條插入預(yù)制工裝槽中，平板置于其上后，在背部進(jìn)行TIG填絲焊，焊接工藝參數(shù)：電流350~370A，電壓8~10V，焊速0.08~0.105m/min，送絲速度0.25~0.45m/min，焊槍保護(hù)氣體流量10L/min。

殘余應(yīng)力測(cè)試采用壓痕應(yīng)變法測(cè)量丁字形接頭焊接試板的殘余應(yīng)力，使用KJS-3P型壓痕應(yīng)力測(cè)試儀，按照GB/T24179-2009標(biāo)準(zhǔn)，應(yīng)變片為BA120-1BA(11)-ZKY型雙向應(yīng)變花。

壁板有限元模型利用有限元軟件SYSWELD建立壁板結(jié)構(gòu)的焊接有限元模型，長(zhǎng)桁與蒙皮厚度分別為1.5mm和2.5mm，焊縫區(qū)域網(wǎng)格劃分較密，遠(yuǎn)離焊縫區(qū)域較疏。模型中單元由1D單元、2D單元和3D實(shí)體單元組成，分別用于設(shè)置焊接軌跡、劃分計(jì)算區(qū)域表面和計(jì)算溫度場(chǎng)及應(yīng)力應(yīng)變場(chǎng)。

焊接熱源模型選用雙橢球體分布熱源模型，前、后半橢球體能量分?jǐn)?shù)分別是f?和f?，且f?+f?=2，熱流分布公式如下：

式中，Q為熱輸入功率，Q=ηUI，η為電弧熱效率，取50%。