鈦及鈦合金具有比強度高、耐高溫、耐低溫、耐腐蝕性、密度小等眾多優異特性，在汽車工業、軍工領域、航天航空等領域均勻廣泛的使用，具有十分良好的發展前景[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，具有適中的強度，因為該合金不但添加α 型穩定元素 Al 和 β 型穩定元素 Mo 和 V，同時添加了一 定量的中間元素 Zr，使該合金具備優異的焊接性能、熱穩定性能和良好的塑性等特點，在航天發動機葉片、飛機輪轂、飛機承重件等領域有廣泛使用[3，4]。

因為 Ti-6.5A1-2Zr-1Mo-1V 合金的應用領域廣泛，故對性能的要求愈加嚴格，研究領域也十分多元化，范朝等[5]研究了 TA15合金粉體制備及其 SLM 成形性能，結果表明 ： 霧化壓力的大小，對不同位置的粉體的松裝密度和流動性有明顯影響 ；而改變隨熔煉功率除了影響松裝密度和流動性外，對粉體衛星球和球形程度的優異性也有影響 ；在制成的 樣品橫截面處有格子形貌出現，大量交錯分布馬氏體存在格子內部 ；而縱截面位置則出現一定數量的 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 相組織演變規律，結果表明 ：流動應力的大小受到應變速率和變形溫度的影響 ；合金在保溫時，有靜態軟化現象產生，變形溫度越高其軟化率越高，同時發現合金組織中的 等軸 α 相在此過程中細化明顯，其細化程度受到靜態軟化影響。

本文以 Ti-6.5A1-2Zr-1Mo-1V鈦合金棒材為研究對象，研究棒材在經退火處理后，不同位置微觀組織和拉伸性能，探索實際生產中遇到的問題，為該合金的應用作出一定參考。

1、 試驗材料與方法

本試驗材料為新疆湘潤新材料科技有限公司生產的直徑為 150mm 的棒材，該棒材經三次真空熔煉以及多火次鍛造而成（圖1a所示），其成品化學成分為（質量分數，%）：6.7Al、1.7Mo、2.2V、0.2O、Ti 余 量。Ti-6.5A1-2Zr-1Mo-1V 棒材鍛態低倍組織如圖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，并無冶金缺陷以及肉眼可見的裂紋、折疊、分層組織、氣孔、偏析、細晶亮帶，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范》的 2 類組織。

依據《GB/T 23605 ? 2009 鈦合金轉變溫度 β 測定方法》測得合金的相變點為 1010℃ ~1015℃，其相變金相組織如圖 2 所示。

從成品棒材中切取長度為80mm樣棒，按《GJB3763A-2004鈦及鈦合金熱處理》中所規定制度對棒材進行熱處理，其熱處理制度為850℃×2h/AC，隨后進行微觀組織以及力學性能的測試，拉伸式樣的取樣方向分別T向（棒材橫向）和L向（棒材縱向），微觀組織使用型號為ICX41M的光學顯微鏡觀察，使用INSTRON萬能試驗機測試棒材的室溫以及高溫拉伸性能，其中每組試驗測試三個式樣，最后取平均值。

2、 結果與討論

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 轉變組織構成 β 轉變組織包含軸細小的次生 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，而心部組織中出現少量被拉長的初生 α 相組織，總體而言，組織橫縱向差異較小。

2.2 退火態微觀組織

經退火后的鍛棒邊部橫、縱向的顯微組織（圖 4a1、4b1）均為雙態組織，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 α 相組織，經檢測可得其初生 α 相含量為 47.8%，α 晶粒平均直徑為 20.3μm，晶粒度級別為 8.3 級，拉長的條狀初生 α 長度不超過 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，晶粒度級別 6.8 級，條狀初生 α 長度不超過 0.25 mm，顯微組織符合 GJB2744A-2007 中的 4 類組織。對比邊部位置橫、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 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 檢測橫向組織初生 α 相含量為 54.5%，平均 α 晶粒直徑為16.2μm，晶粒度級別為 8.9 級，條狀初生 α 長度不超過 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，晶粒度級別 7.6 級，條狀初生 α 長度不超過 0.25 mm，顯微組織亦符合 GJB2744A-2007 的 2 類組織。對比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 α 組織，經檢測橫向組織初生 α 相含量為 62.0%，平 均 α 晶 粒 直 徑 為 25.6μm，晶 粒 度 級 別 為7.6 級，條狀初生 α 長度不超過 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 別 7.5 級，條狀初生 α 長度不超過 0.25 mm，顯微組織亦符合GJB2744A-2007 的 4 類組織，對比中心部位橫、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 轉變組織，經退火后的組織仍為雙態組織，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]。

退火溫度的高低會影響組織中元素進行再分配，當溫度較高時，α 相向 β 相轉變會增多，而元素進行再分配會導致位于 β 相中的 β 穩定元素含量降低，當 α 穩定元素含量增加時，冷卻過程中 β 相的穩定性下降，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，測試結果如表 1 所示，合金的抗拉以及屈服強度較高，且橫、縱向差異較小，符合標準要求。

拉伸式樣在進行變形時，滑移會在等軸 α 晶粒中率先開始，在拉伸不斷進行過程中，滑移會占據更多的初生 α相，因為組織中同時含有 β 轉變組織，滑移還會向 β 轉變組織內擴展，β 轉變組織中的次生 α 相是對合金強度起到主要影響[8]，眾多的次生 α 相交錯分布，同時相界面也會對滑移起到阻礙效果，增加合金變形難度，增加強度。由于等軸 α 相會減小滑移帶的間距，減小位于晶界處的位錯塞積，推遲空洞的生長，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℃，測試結果如表 2 所示，相比室溫拉伸性能，合金的抗拉以及屈服強度較低，而塑性較高，橫、縱向差異較小，符合標準要求。

通常情況下，提高變形溫度會增加組織內部的熱激活能，原子振幅與動能會增加，同時增加空位和位錯的活躍程度，增加滑移系數量的同時降低滑移產生的臨界分切應力，減小晶面進行滑移時的阻礙，降低合金強度。同時，在進行高溫拉伸時，部分位于組織中的相會溶解，強化作用減弱，進行拉伸時會產生動態回復，提高位錯內相的數量，提升軟化機制，塑性增加。

3、 結論

（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 轉變組織構成 β 轉變組織包含軸細小的次生 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 α 相組織。

（3）鈦棒材室溫的抗拉以及屈服強度較高，塑性良好，且橫、縱向差異較小。

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

參考文獻：

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[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 相組織演變規律 [J]. 材料熱處理學報 ,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 相組織演變規律 [J]. 材料熱處理學報 ,2021,42(08):40-47.

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