1、序言

TA15是一種十分常見的近α型鈦合金，該合金具有中等強度以及良好的蠕變性能和耐高溫性能，因此在航空發動機結構件、化學工程、海洋工程等領域均有大量應用。由于該合金應用領域廣泛，所以對其研究也十分廣泛[1-3]。

馬慶等[4]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，在雙道次熱壓縮試驗中，當變形溫度較高以及應變速率較小的條件下，TA15鈦合金流動應力會降低；增加變形溫度、道次間隙保溫時間以及應變速率，會提升合金的靜態軟化率。3種因素中，應變速率對其影響較大；在道次間隙保溫過程中還可發現，組織中的等軸α相產生細化現象，合金的靜態軟化與細化程度呈正比。劉航等[5]研究了TA15鈦合金雙重熱處理三態組織（等軸α相含量為10%～20%， 條狀α相含量為60%～70%，且組織混亂交織）中的片層α尺寸研究。結果表明，該合金三態組織的獲得條件為兩相區加熱后進行空冷處理，當提升熱處理溫度或延長保溫時間時，會增加組織中片層α相厚度，同時減小其長度。

因為熱處理是該合金強化的主要方法之一，所以傳統熱處理研究以兩相區（即相變點以下溫度）為主，很少涉及單相區（即相變點以上溫度），導致對單相區加熱后組織與力學性能關系研究較少。

本文對TA15合金進行不同溫度的固溶處理，分析該合金經兩相區和單向區固溶處理后的顯微組織與力學性能的關系，得到最適宜的固溶溫度，為該合金的實際應用提供參考。

2、試驗材料與方法

本試驗研究材料為TA15鈦合金棒材，使用三次真空自耗電弧爐（VAR）熔煉澆成鑄錠，隨后鑄錠經多次鍛造，最終制成直徑為150mm的棒材。

經ICP測得棒材的化學成分為：w Al＝6.77%、w Mo＝1.74%、w V＝2.3%、w O＝0.221%、Ti余量。根據GB/T 23605—2009 《鈦合金轉變溫度β測定方法》，使用連續升溫金相法，在初生α相含量＜3%時，判斷為相變點，測得TA15鈦合金的相變點為985～990℃。隨后使用線切割將棒材切割成若干份，分別采用940℃、960℃、980℃、1000℃4種 不同溫度對其進行加熱并保溫2h，隨后對熱處理后的試樣進行水冷（即水淬，水溫為20℃）。對固溶處理后的試樣進行顯微組織和力學性能測試，首先采用不同目數砂紙進行粗磨、細磨，再進行拋光腐蝕，隨后使用DMI型光學顯微鏡觀察顯微組織，采用7MHVS型維氏硬度計檢測硬度值，每組試樣檢測7個點，最后取平均值，檢測條件為HV5，再把經固 溶處理后的合金加工成拉伸試樣，使用INSTRON型電子萬能拉伸試驗機對抗拉強度（R m）、屈服強度（R p0.2）、斷后伸長率（A）、斷面收縮率（Z）進行測試。

3、試驗結果與分析

3.1 金相組織

圖1所示為經不同固溶溫度處理后的金相組織。

由圖1可知，隨著固溶溫度的升高，組織中初生α相（晶體結構為密排六方結構）逐漸減少，在接近相變點時，初生α相含量減小十分明顯，在固溶溫度達到相變點以后，組織中初生α相完全消失，組織中析出大量細小的次生α' 相（晶體結構為六方馬氏體結構）。當固溶溫度為940℃時，此時溫度為兩相區，其組織結構還保留鍛造加工過程中的長條狀α相，且α相被拉伸加長，組織中只存在少量等軸α相；當固溶溫度為960℃時，隨著溫度升高，組織中初生α相減少且等軸化程度升高；當固溶溫度為980℃時，此時溫度接近相變點，組織中初生α相大幅度減少，并析出明顯的次生α' 相，這是因為合金在進行固態處理時，溫度升高會使初生α相溶解到β相基體中，在后續冷卻過程中，β相發生固態相變，轉變為具有六方馬氏體結構的次生α' 相，形成過飽和固溶體[6]；當固溶溫度進一步升高到1000℃時，溫度已經達到單相區，初生α相完全溶解到β基體中，經過水冷后，組織轉變為魏氏組織，形成粗大的β相晶粒，在β相晶粒內部有大量細小次生α' 相（位置A）均勻分布，這是因為初生α相完全溶解，對β相晶粒的抑制作用消失，導致β相晶?？焖匍L大[7]。

3.2 維氏硬度

圖2所示為經不同固溶溫度處理后的維氏硬度。

由圖2可知，隨著固溶溫度升高，硬度也逐漸升高，溫度在兩相區內硬度升高較大，當溫度到達單相區后，硬度值變化較小，其中4種不同固溶溫度的硬度值分別為287HV、300HV、311HV、315HV。合金的硬度值大小通常受到組織的影響較大，當固溶溫度為940℃時，經檢測得組織中初生α相含量為61%，在進行硬度檢測時，取樣位置以初生α 相的硬度為主；當固溶溫度為960℃時，組織中初生α相含量降至41%，此時硬度值受到初生α相、次生α' 相以及殘余β相影響，因為次生α' 相的晶體結構為六方馬氏體，所以其硬度值比初生α相大，導致合金硬度升高[8]；當溫度進一步升高至980℃時，組織中僅有1.13%初生α相，因此組織以次生α' 相為主，導致合金硬度升高；當溫度升高至1000℃

時，單相區溫度的組織中初生α相完全消失，相比980℃時，硬度取樣同樣以次生α' 相為主，導致合金硬度增加較小。

3.3 拉伸性能

圖3所示為經不同固溶溫度處理后的拉伸性能。由圖3可知，隨著固溶溫度升高，合金抗拉強度隨固溶溫度升高而增加，其強度依次為931MPa、956MPa、988MPa、992MPa，合金屈服強度與抗拉強度相似，均是隨固溶溫度升高而增加，其強度依次為810MPa、834MPa、868MPa、872MPa。在塑性方面，其趨勢與強度數值呈現相反趨勢，其斷后 伸長率依次為24%、17%、10%、5%，合金的斷面收縮率依次為47%、32%、21%、14%。

因為隨著固溶溫度的改變，合金的組織發生明顯改變，所以當固溶溫度位于兩相區時，組織中包含大量的初生α相，在水冷中形成少量的次生α' 相，其中次生α' 相的含量對合金強度有較大的影響[9]。因為水冷形成次生α' 相的過程中，在其內部會有位錯產生，所以合金拉伸時，在晶界處容易形成位錯塞積，會導致合金的強度升高。而組織中初生α相的含量對合金的塑性有較大的影響，因為在塑性變形時，組織中的初生α相會協調合金的形變，所以當組織中初生α相含量較多時，組織中的平均自由程會減小，同時減小滑移帶的間距，使得拉伸中的位錯線均勻分布且減少位錯塞積，進而延緩了拉伸時空洞的形核和長大，導致合金的塑性提高[10]。當固溶溫度位于單相區時，組織中的初生α相完全消失，組織中有粗大的β相晶粒，拉伸時較容易形成空洞，從而導致合金塑性下降明顯[11]。

4、結束語

1）隨著固溶溫度的升高，組織中初生α相逐漸減少，在接近相變點時，初生α相含量減少十分明顯，在固溶溫度達到相變點后，組織中初生α相完全消失，組織中析出大量細小的次生α' 相。

2）隨著固溶溫度升高，硬度值逐漸升高，溫度在兩相區時硬度升高較大，當溫度到達單相區后，硬度值變化較小，其中4種不同固溶溫度的硬度值最大為315HV。

3）隨著固溶溫度升高，合金抗拉強度和屈服強度均隨固溶溫度升高而增加，其抗拉強度最大值為992MPa，屈服強度最大值為872MPa，在塑性方面，其趨勢與強度數值呈現相反趨勢，斷后伸長率最大值為24%，斷面收縮率最大值為47%。

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