鈦及鈦合金具有比高強(qiáng)度、無(wú)磁性、低密度和耐低溫等眾多優(yōu)異特性，在石油、化工、海洋等領(lǐng)域都有廣泛應(yīng)用[1-2]。TA15鈦合金是一種典型的近α型鈦合金，其名義成分為 Ti-6AL-2Zr-1Mo-1V，是一種十分常見(jiàn)的近α型合金，該合金具有中等強(qiáng)度、良好的蠕變性能、優(yōu)異的耐腐蝕性等特點(diǎn)，廣泛應(yīng)用在航天航空領(lǐng)域[3-4]。

目前對(duì)該合金的研究領(lǐng)域眾多，其中李永奎等[5]研究了基于熱膨脹方法的 TA15鈦合金的連續(xù)冷卻相轉(zhuǎn)變，結(jié)果表明：TA15鈦合金的臨界冷卻速率分別為3 K/s和 30 K/s；該合金在室溫條件下的組織為α+β 集束，在冷卻時(shí)產(chǎn)生 β 相向α相的轉(zhuǎn)變；相比于差示掃描量熱法，使用熱膨脹方法測(cè)定的相變點(diǎn)溫度較低，故此方法在測(cè)試相變過(guò)程中體積變化較大的合金時(shí)較為實(shí)用。紀(jì)小虎等[6]研究了變形溫度對(duì)大塑性變形 TA15合金顯微組織和力學(xué)性能的影響，結(jié)果表明：TA15鈦合金經(jīng) 3 道次鍛造加工后，組織細(xì)化明顯，并有球化現(xiàn)象；提升變形溫度會(huì)抑制組織中等軸α相的細(xì)化效應(yīng)，對(duì)于片狀α相產(chǎn)生的細(xì)化效果更加明顯，這是因?yàn)榧ぐl(fā)了不連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制；在提升變形溫度的同時(shí)，合金的強(qiáng)度和塑形產(chǎn)生相反的變化趨勢(shì)，其中抗拉強(qiáng)度降低較為明顯。

因?yàn)?TA15鈦合金的微觀組織主要以α相組成，并有少量β相存在于組織中，導(dǎo)致該合金的強(qiáng)化機(jī)理以析出相為主，故該合金的冷卻方式對(duì)析出相十分重要，本文選取不同冷卻方式對(duì)加熱后合金進(jìn)行冷卻，探究不同冷卻方式與該合金的組織和力學(xué)性能的關(guān)系。

1、試驗(yàn)材料與方法

本試驗(yàn)選用的材料為 TA15鈦合金棒材，合金使用中間合金及小顆粒海綿鈦為原材料，隨后經(jīng)過(guò)熔煉、探傷、機(jī)加和鍛造等工藝制成棒材，對(duì)棒材進(jìn)行取樣測(cè)試其化學(xué)成分，測(cè)得棒材化學(xué)成分為（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）：6.76Al、1.73Mo、2.2V、0.22O、Ti 余量。使用金相法測(cè)得該合金棒材的相變點(diǎn)為1 010~1 015℃。隨后將該合金進(jìn)行切割，將切割完成的合金進(jìn)行加熱處理，加熱溫度分別為單相區(qū)（1030益伊2h）與兩相區(qū)（980益伊2h），隨后對(duì)加熱后合金進(jìn)行水冷（WQ）、空冷（AC）、爐冷（FC）處理，將經(jīng)不同冷卻處理后的棒材進(jìn)行加工取樣，分別加工成微觀組織、維氏硬度及拉伸試樣，隨后進(jìn)行微觀組織觀察、維氏硬度及拉伸性能測(cè)試，其中維氏硬度測(cè)試取5個(gè)點(diǎn)，最后取平均值，拉伸試驗(yàn)每組測(cè)試 3 個(gè)試樣，最后取平均值。使用 ICX41M 型光學(xué)顯微鏡觀察微觀組織，維氏硬度測(cè)試使用 HVKS 型號(hào)硬度計(jì)，使用INSTRON 型萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)測(cè)試室溫拉伸性能。

2、試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 金相組織

圖 1 為棒材經(jīng)不同冷卻方式處理后的金相組織，當(dāng)加熱溫度位于兩相區(qū)時(shí)（980℃），3 種冷卻方式處理后，金相組織最大的區(qū)別為初生α相含量與尺寸不同，在經(jīng)水冷與空冷處理后的組織中初生α相接近，而經(jīng)爐冷處理后，初生α相含量降低，但尺寸最大。在空冷與爐冷處理后的組織中，無(wú)明顯的β 轉(zhuǎn)變組織。在次生α相方面，因?yàn)樗涮幚頃r(shí)，組織中形成較大的過(guò)冷度，析出的一定量的次生 α相，同時(shí)組織中形成過(guò)飽和固溶體以及亞穩(wěn)定 β 相，當(dāng)合金經(jīng)空冷處理后，因?yàn)榇藭r(shí)冷卻速率較慢，形成具有針狀結(jié)構(gòu)的次生α相減少，其位于初生α相之間，當(dāng)合金經(jīng)爐冷處理后，因?yàn)闋t冷過(guò)程中的冷卻速率最慢，使得組織中次生 α相有充足時(shí)間和能量進(jìn)行長(zhǎng)大，導(dǎo)致組織中形成的次生α相十分粗大[7]。

合金加熱到單相區(qū)后（1 030℃），再以 3 種不同冷卻方式進(jìn)行冷卻后的金相組織，與加熱溫度位于兩相區(qū)相比較，最大的區(qū)別為組織中初生α相完全消失，這是因?yàn)榇藭r(shí)的加熱溫度為單相區(qū)，組織中的α相完全溶解消失，發(fā)生 α寅β 轉(zhuǎn)變，當(dāng)進(jìn)行水冷處理時(shí)，組織中的 β 相會(huì)形成馬氏體 α憶相及亞穩(wěn)定 β 相，α憶相形貌為細(xì)小針狀結(jié)構(gòu)，并無(wú)明顯α晶界出現(xiàn)，當(dāng)合金加熱后進(jìn)行空冷處理，此時(shí)組織同水冷組織類(lèi)似，形成 β 晶粒及針狀α相，同時(shí)可見(jiàn)組織中出現(xiàn)三叉晶界，并有 β轉(zhuǎn)變組織存在，當(dāng)合金加熱后，再經(jīng)爐冷處理，組織中次生α相發(fā)生粗化，以長(zhǎng)條形貌為主，α 晶界發(fā)生粗化，這是由于爐冷的冷卻時(shí)間較長(zhǎng)，組織發(fā)生粗化[8]。

2.2 維氏硬度

圖 2 為經(jīng)不同冷卻方式處理后的維氏硬度值，由圖 2（a）可知，合金經(jīng)兩相區(qū)加熱后，再以不同方式進(jìn)行冷卻處理，其中經(jīng)水冷處理后的硬度最大，經(jīng)爐冷處理后的硬度值最小，由大到小依次為水冷（300 HV）、空冷（276 HV）、爐冷（267 HV）。由圖 2（b）可知，合金經(jīng)單相區(qū)加熱后，在 3 種冷卻方式中，同樣經(jīng)水冷處理后的硬度值最大，經(jīng)爐冷處理后的硬度值最小，由大到小依次為水冷（306 HV）、空冷（285 HV）、爐冷（274 HV）。

可以發(fā)現(xiàn)，合金在單相區(qū)以及兩相區(qū)加熱后，3 種冷卻方式處理后的合金硬度均是水冷最大，而爐冷最小，其中單相區(qū)硬度均高于兩相區(qū)，當(dāng)合金經(jīng)過(guò)水冷處理后，組織由初生α相以及次生α相為主，且次生 α相含量最多，其中次生α相的硬度較初生α相要高，所以經(jīng)水冷處理后合金的硬度最大，當(dāng)加熱溫度位于單相區(qū)后，組織中初生α相完全消失，并析出大量次生α相均勻分布，硬度取樣位置均是α相，導(dǎo)致合金單相區(qū)硬度大于兩相區(qū)[9]。

2.3 拉伸性能

圖 3（a）為合金經(jīng)兩相區(qū)加熱后，在不同冷卻方式處理后的拉伸性能，由圖 3（a）可知，經(jīng)不同冷卻方式處理后，合金的強(qiáng)度大小為經(jīng)水冷處理后最大，而經(jīng)爐冷處理后最小。其中合金的抗拉強(qiáng)度（Rm）值分別為水冷（988 MPa）、空冷（962 MPa）、爐冷（942 MPa），其屈服強(qiáng)度（RP0.2）值分別為水冷（968 MPa）、空冷（931 MPa）、爐冷（915 MPa），合金的塑性與強(qiáng)度呈現(xiàn)出相反趨勢(shì)，斷后伸長(zhǎng)率（A）分別為水冷（10%）、空冷（14%）、爐冷（19%），斷 面收縮率（Z）分別為水冷（21%）、空冷（29%）、爐冷（32%）。由圖 3（b）可知，合金經(jīng)單相區(qū)加熱后，再以不同冷卻方式處理后，合金的強(qiáng)度同樣為水冷最大，而經(jīng)爐冷處理最小，塑性趨勢(shì)與強(qiáng)度相反，但合金塑性較差，其強(qiáng)度最大值為經(jīng)水冷處理后，其中抗拉強(qiáng)度（Rm）為 1 013 MPa，屈服強(qiáng)度（RP0.2）為989 MPa。

當(dāng)合金經(jīng)水冷處理后，因?yàn)樗淅鋮s速度較快，組織中會(huì)形成較多的次生α相，在拉伸時(shí)，次生α相的形貌細(xì)小均勻，使得組織中位錯(cuò)在進(jìn)行滑移時(shí)，較易產(chǎn)生位錯(cuò)塞積，導(dǎo)致合金強(qiáng)度增大，又因?yàn)槔鋮s時(shí)形成的次生α相內(nèi)部包含大量位錯(cuò)，致使合金經(jīng)水冷處理后強(qiáng)度較大。合金在進(jìn)行空冷的過(guò)程中，較慢的冷卻速度會(huì)較多的次生 α相，但在拉伸時(shí)也會(huì)有位錯(cuò)塞積現(xiàn)象產(chǎn)生，因?yàn)楹幸欢〝?shù)量的次生α相，這會(huì)增加組織中相界面數(shù)量，當(dāng)相界面數(shù)量較多時(shí)，對(duì)合金有強(qiáng)化效果，增加合金強(qiáng)度。在進(jìn)行爐冷的過(guò)程中，會(huì)形成較多的等軸α相，當(dāng)?shù)容Sα相數(shù)量較多時(shí)，合金塑性會(huì)顯著提高，這是由于等軸 α相中包含較多的滑移系，合金在拉伸過(guò)程中，位向較大等軸α相中會(huì)有滑移系首先進(jìn)行開(kāi)動(dòng)，故組織等軸 α相含量越多，合金在拉伸時(shí)產(chǎn)生的形變會(huì)快速的擴(kuò)散至各等軸 α相內(nèi)，避免了應(yīng)力集中產(chǎn)生，導(dǎo)致合金塑性升高。當(dāng)合金在單相區(qū)加熱后冷卻，組織中初生 α相已經(jīng)完全消失，導(dǎo)致合金塑性較兩相區(qū)加熱相比，塑性下降明顯，同時(shí)在水冷時(shí)，組織中會(huì)析出更多的次生 α相，合金強(qiáng)度增加，空冷中形成的細(xì)小針狀次生α相有所下降，強(qiáng)度降低，而單相區(qū)加熱后，爐冷的的組織中析出更多條狀 α相，皆會(huì)導(dǎo)致單相區(qū)合金強(qiáng)度較高[10]。

3、結(jié)論

（1）當(dāng)加熱溫度位于兩相區(qū)時(shí)，經(jīng)水冷與空冷處理后的組織中初生α相接近，而經(jīng)爐冷處理后，初生 α相含量最多，且初生 α相尺寸最大。合金加熱到經(jīng)單相區(qū)后，最大的區(qū)別為組織中初生 α相完全消失，組織中的 α相完全溶解消失。

（2）合金經(jīng)兩相區(qū)加熱后經(jīng)水冷處理后的硬度最大，經(jīng)爐冷處理后的硬度值最小，合金經(jīng)單相區(qū)加熱后，3 種冷卻方式中，同樣經(jīng)水冷處理后的硬度值最大，經(jīng)爐冷處理后的硬度值最小。

（3）合金強(qiáng)度趨勢(shì)與硬度一致，而塑性趨勢(shì)與強(qiáng)度相反，但經(jīng)單相區(qū)加熱后合金塑性較差。

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