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的鈦合金棒材，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《GJB2744A-2007航空用鈦及鈦合金鍛件規范》的2類組織。

依據《GB/T23605?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0.25mm，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）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：

[1]安強,祁文軍,左小剛.TA15鈦合金表面原位合成TiC增強鈦基激光熔覆層的組織與耐磨性[J/OL].材料工程:1-8.

[2]李永奎,齊海東,路林等.基于熱膨脹方法的TA15鈦合金的連續冷卻相轉變[J].材料熱處理學報,2021,42(12):69-75.

[3]唐學峰,黃振,溫紅寧,等.基于深度神經網絡的TA15高溫拉伸變形行為精確預測[J].鍛壓技術,2021,46(09):67-76.

[4]李細鋒,曹旭東,王斌,等.鈦合金電輔助塑性成形技術研究進展[J].航空制造技術,2021,64(17):22-30.

[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.

[7]Lütjering G,Williams J C.Titanium[M].Berlin:Springer Verlag,2007:202.

[8]C.Sauer,G.Luetjering.Thermo-mechanical processing of high strength Ti-titanium alloys and effects on microstructure and properties[J].Journal of Materials Processing Technology,2001,117:311.

[9]Huang L J,Geng L,Li A B et al.Materials Science and Engineering A[J].2008,489(1-2):330.

[10] Shi Xiaohui,Zeng Weidong,Long Yu et al.Journal of Alloys and Compounds[J].2017,727:555.

[11] Zhou Y G,Zeng W D,Yu H Q.Materials Science and Engineering A[J].1996,221(1):58.