热处理对TA15钛合金中厚板材组织及力学性能的影响

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。该合金具有良好的焊接性能和工艺塑性，可用于生产厚板、薄板、型材、锻件、模锻件、棒材和线材等，在飞机发动机和飞机结构件中得到广泛的应用［1－3］。

TA15钛合金通常是在普通退火状态下使用，其主要强化机制是α稳定元素Al的固溶强化，一般认为不能通过热处理对其进行强化。然而，当对该合金成分进行调整，使β稳定元素含量提高（β稳定系数K_β＞0.3）而落入（α＋β）两相合金范围时，就存在通过热处理强化TA15钛合金的可能性。

本研究对K_β＞0.3的TA15钛合金中厚板材在750～1010℃进行了热处理，分析了该区间内热处理对板材组织及室温力学性能的影响规律，旨在为TA15钛合金中厚板材的生产提供一定的有益参考。

1、实验

1.1实验材料

实验用原材料为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稳定系数Kβ＝0.32。

1.2实验方案

实验设备为箱式电阻炉（控温精度：±3℃），热处理制度为（750～1010）℃×1ｈ／AC，方案共分为9组，其中1～8组为普通退火，退火温度依次为750、780、800、830、850、880、900、950℃；第9组为β退火，退火温度为1010℃。

室温性能测试采用φ5mm的标准试样，试样方向为板材横向，每组3个，实验结果取其平均值。

拉伸性能测试设备为instron-1185拉伸试验机。显微组织（板材横截面）观测在OlympusMPG3金相显微镜上完成。

2、结果与讨论

2.1退火温度对显微组织的影响

图1为经不同温度退火后TA15钛合金中厚板材的显微组织。

从图1可以看出，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＋残余β相组成。当退火温度为750℃时，初生α相由等轴α相和部分长条α相组成。当退火温度在780℃以上时，初生α相基本均为等轴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相明显长大；从900℃开始，次生α相开始粗化；当退火温度为950℃时，次生α相粗化明显。在β相区1010℃退火时，显微组织为细小的针状（α＋β）组织，如图2ｉ所示，其β晶粒粗大，内部杂乱分布着细长、平直针状α相，并且由于冷速慢而存在着晶界α相。

本研究中的TA15钛合金实际上属于两相合金（Kβ＝0.32），其再结晶开始温度约为800℃，再结晶终了温度约为950℃。因而在800℃以下，如750～780℃退火时，合金主要发生回复过程。由于发生了多边形化过程而形成亚结构，其组织形貌仍保留热轧态组织，例如动态再结晶形成的等轴α相以及变形压扁的长条α相等。在800～950℃退火时，合金组织不仅发生α相和β相的再结晶，同时还会发生亚稳β相分解及次生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相逐渐析出，初生α相逐步等轴化；②880℃以上退火，次生α相明显长大并粗化，同时初生α相结晶更充分、晶粒逐渐长大。当β退火空冷后，形成了粗大魏氏体以及晶界α相。

2.2退火温度对拉伸性能的影响

图2为经不同温度退火后TA15钛合金中厚板材的室温拉伸性能。由图2ａ可以看出，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呈现先降低后升高的趋势，且两者在880℃均达到峰值，其中抗拉强度约增加86MPa，屈服强度约增加19MPa；在880℃以上时，强度均随着退火温度的升高而下降，尤其是β退火后，强度降幅更显著，如抗拉强度和屈服强度分别降低了80MPa和138MPa。显然退火温度对抗拉强度和屈服强度的影响规律大体上是一致的，但在具体变化幅度和区间上，两者有一定的区别，如在750～880℃退火时，抗拉强度在780℃附近出现微小的波谷，而屈服强度在850℃附近出现谷值，其中抗拉强度和屈服强度在波峰和波谷的差值分别为95MPa和110MPa。由抗拉强度和屈服强度的差值曲线同样可以看出，在750～780℃时，两者的变化幅度基本一致；在780℃以上，两者的差值迅速变大（屈服强度的变化更显著）并在850℃附近达到第一个峰值（约为117MPa）；在850～900℃时，两者的变化幅度逐步缩小，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，抗拉强度的平均波动为2.4％，最大波动为5.5％；屈服强度的平均波动为4.4％，最大波动为10.1％（出现在1010℃，β退火时），这也说明在750～1010℃退火时，屈服强度的波动较抗拉强度要更剧烈。由图2ｂ可以看出，在750～880℃时，随着退火温度的升高，延伸率和断面收缩率均呈现先升高后降低的趋势，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，塑性急剧下降，延伸率和断面收缩率分别为10％和18％，两者仅约为两相区退火时的50％。

出现上述现象的原因是在800℃以下退火时，板材因发生回复而消除了热轧过程产生的内应力，因而在性能上表现为强度下降而塑性升高；在800～950℃退火时，板材同时发生再结晶软化和次生α相强化过程，因而退火后TA15钛合金中厚板材的性能变化取决于这两种因素何时起主导作用。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相明显长大并粗化，其强化作用大大减弱，这时再结晶软化作用占主导地位，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，由于组织中存在粗大魏氏体以及晶界α相而使强度和塑性同时急剧下降。对于800～880℃退火时，屈服强度与抗拉强度变化规律不一致（例如在830～850℃出现谷值）的问题，可用亚稳β相的分解来解释［4］。这是由于亚稳β相分解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。

有研究表明［5］，两相合金的断面收缩率与初生α相含量有密切关系。本研究中，在800～950℃退火时，初生α相的含量约为70％～30％，其断面收缩率始终保持在40％以上，波动并不十分显著。而一般地，合金在室温拉伸试验时其塑性与强度呈相反规律变化。

3、结论

（1）在两相区和β相区退火后，TA15钛合金的组织分别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、长大直至明显粗化。

（2）在750～950℃范围内，室温强度随退火温度的升高先降低后升高再降低，在880℃附近出现峰值。而室温塑性总体上波动较小，与室温强度呈相反变化趋势，即随退火温度的升高先升高后降低再升高，在880℃和950℃分别出现谷值和峰值。

（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下降。

（4）在整个退火温度（750～1010℃）范围内，屈服强度对于退火温度的变化更敏感，其波动幅度比抗拉强度的更大。

参考文献

［1］吕逸凡，孟祥军，李士凯，等．退火热处理对TA15钛合金组织和性能的影响［Ｊ］．材料开发与应用，2009，24（5）：7－12．

［2］沙爱学，李兴无，储俊鹏．TA15钛合金的普通退火［Ｊ］．稀有金属，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研究［Ｊ］．钛工业进展，2007，24（6）：28－32．

［4］王玉会，李艳，张旺峰，等．不同变形量TA15钛合金的热处理行为［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热处理TA15钛合金对力学性能的影响规律［Ｊ］．稀有金属材料与工程，2004，33（7）：768－770．