鈦及鈦合金具有比強(qiáng)度高、耐高溫、耐低溫、耐腐蝕性、密度小等眾多優(yōu)異特性，在汽車工業(yè)、軍工領(lǐng)域、航天航空等領(lǐng)域均勻廣泛的使用，具有十分良好的發(fā)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(qiáng)度，因?yàn)樵摵辖鸩坏砑应列头€(wěn)定元素Al和β型穩(wěn)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(yōu)異的焊接性能、熱穩(wěn)定性能和良好的塑性等特點(diǎn)，在航天發(fā)動機(jī)葉片、飛機(jī)輪轂、飛機(jī)承重件等領(lǐng)域有廣泛使用[3，4]。 因?yàn)門i-6.5A1-2Zr-1Mo-1V合金的應(yīng)用領(lǐng)域廣泛，故對性能的要求愈加嚴(yán)格，研究領(lǐng)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(jié)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(wèi)星球和球形程度的優(yōu)異性也有影響；在制成的 樣品橫截面處有格子形貌出現(xiàn)，大量交錯分布馬氏體存在格子內(nèi)部；而縱截面位置則出現(xiàn)一定數(shù)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(guī)律，結(jié)果表明：流動應(yīng)力的大小受到應(yīng)變速率和變形溫度的影響；合金在保溫時，有靜態(tài)軟化現(xiàn)象產(chǎn)生，變形溫度越高其軟化率越高，同時發(fā)現(xiàn)合金組織中的 等軸α相在此過程中細(xì)化明顯，其細(xì)化程度受到靜態(tài)軟化影響。

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

1、試驗(yàn)材料與方法

本試驗(yàn)材料為新疆湘潤新材料科技有限公司生產(chǎn)的直徑為150mm的鈦合金棒材，該棒材經(jīng)三次真空熔煉以及多火次鍛造而成（圖1a所示），其成品化學(xué)成分為（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）：6.7Al、1.7Mo、2.2V、0.2O、Ti余量。Ti-6.5A1-2Zr-1Mo-1V棒材鍛態(tài)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(xì)晶亮帶，以及金屬或非金屬夾雜，符合《GJB2744A-2007航空用鈦及鈦合金鍛件規(guī)范》的2類組織。

依據(jù)《GB/T23605?2009鈦合金轉(zhuǎn)變溫度β測定方法》測得合金的相變點(diǎn)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(guī)定制度對棒材進(jìn)行熱處理，其熱處理制度為850℃×2h/AC，隨后進(jìn)行微觀組織以及力學(xué)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(xué)顯微鏡觀察，使用INSTRON萬能試驗(yàn)機(jī)測試棒材的室溫以及高溫拉伸性能，其中每組試驗(yàn)測試三個式樣，最后取平均值。

2、結(jié)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(jìn)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(qū)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(zhuǎn)變組織構(gòu)成β轉(zhuǎn)變組織包含軸細(xì)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(xiàn)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(tài)微觀組織

經(jīng)退火后的鍛棒邊部橫、縱向的顯微組織（圖4a1、4b1）均為雙態(tài)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(jīng)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0.25mm，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0.25mm，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(jīng)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 0.25mm，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0.25mm，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(jīng)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0.25mm，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(jīng)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(zhuǎn)變組織，經(jīng)退火后的組織仍為雙態(tài)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(jìn)行再分配，當(dāng)溫度較高時，α相向β相轉(zhuǎn)變會增多，而元素進(jìn)行再分配會導(dǎo)致位于β相中的β穩(wěn)定元素含量降低，當(dāng)α穩(wěn)定元素含量增加時，冷卻過程中β相的穩(wěn)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(jié)果如表1所示，合金的抗拉以及屈服強(qiáng)度較高，且橫、縱向差異較小，符合標(biāo)準(zhǔn)要求。

拉伸式樣在進(jìn)行變形時，滑移會在等軸α晶粒中率先開始，在拉伸不斷進(jìn)行過程中，滑移會占據(jù)更多的初生α相，因?yàn)榻M織中同時含有β轉(zhuǎn)變組織，滑移還會向β轉(zhuǎn)變組織內(nèi)擴(kuò)展，β轉(zhuǎn)變組織中的次生α相是對合金強(qiáng)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(qiáng)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(jié)果如表2所示，相比室溫拉伸性能，合金的抗拉以及屈服強(qiáng)度較低，而塑性較高，橫、縱向差異較小，符合標(biāo)準(zhǔn)要求。

通常情況下，提高變形溫度會增加組織內(nèi)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(shù)量的同時降低滑移產(chǎn)生的臨界分切應(yīng)力，減小晶面進(jìn)行滑移時的阻礙，降低合金強(qiáng)度。同時，在進(jìn)行高溫拉伸時，部分位于組織中的相會溶解，強(qiáng)化作用減弱，進(jìn)行拉伸時會產(chǎn)生動態(tài)回復(fù)，提高位錯內(nèi)相的數(shù)量，提升軟化機(jī)制，塑性增加。

3、結(jié)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(qū)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(zhuǎn)變組織構(gòu)成β轉(zhuǎn)變組織包含軸細(xì)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）棒材室溫的抗拉以及屈服強(qiáng)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(qiáng)度較低，而塑性較高，橫、縱向差異較小。

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[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(guī)律[J].材料熱處理學(xué)報,2021,42(08):40-47.

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