TA15 鈦合金是一種常見的近 α 型鈦合金，該合金的名義成分為 Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V，因為其具備較優異的高溫以及室溫強度、良好的可塑性、優異的熱穩定性和焊接性能良好等特性，在航天飛機的結構件受到大量且廣泛的應用，今年來，因為其應用領域不斷增加，對該合金的力學性能要求更加嚴格[1-2]。

目前對 TA15 鈦合金的研究較多，武小娟等[3]研究了 TA15 鈦合金不等厚 L 型材熱軋有限元模擬，結果表明：TA15 鈦合金進行軋制時，會產生的變形熱較多，進而提升合金軋件的溫度，不同道次的薄壁溫度不同。當溫度較低時，需要重新將合金進行補溫處理，提升軋制道次會增加合金的應變，軋制過程中形成的彎曲變形現象通過添加楔形坯料會得到有效改善。安強等[4]研究了 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，結果表明：合金的涂層由 TiC 以及 CrTi4 等物相構成，該涂層和合金的基體之間結合性良好，涂層區域的微觀組織由柱狀晶以及平面晶構成，組織中心位置是典型的樹枝晶，在組織的頂部為等軸晶粒，經測試可得，涂層區域的維氏硬度為 715 HV，其為 TA15 鈦合金硬度的2.1倍。

工業生產中的 TA15 鈦合金以棒材為主，而規格較多的棒材不同位置的組織會有所差異，本試驗選取工業生產中常見的 TA15 鈦合金棒材，分析其不同位置的顯微組織和力學性能。

1、 試驗材料與方法

本試驗選用的鈦合金為經兩次真空自耗熔煉爐熔煉，并經多火次鍛造而成直徑為 150 mm 的 TA15鈦合金棒材，該合金原料為中間合金以及小顆粒海綿鈦，經過 ICP 測得 TA15 鈦合金棒材的化學成分為（質量分數，%）：6.75Al、1.72Mo、2.21V、0.21O、Ti 余量。使用連續升溫金相法測得試驗使用的 TA15 鈦合金棒材的相變點為1010~1015℃。

將鍛造而成的棒材進行整體熱處理，具體熱處理制度為 860℃×2h/AC（AC 表示室溫冷卻），隨后將棒材進行切割，選取棒材心部、D/4處、邊部三個位置的試樣，觀察其微觀組織，并分別測試棒材T向（棒材橫向）和L向（棒材縱向）的室溫拉伸力學性能。使用ICX41M 型光學顯微鏡觀察棒材不同位置微觀組織，棒材不同位置室溫和高溫拉伸性能使用 INSTRON型萬能試驗機測試，拉伸性能測試每組三個試樣，取測試平均值。

2、 結果與討論

2.1 棒材鍛態金相組織

圖 1為 TA15鈦合金棒材原始鍛態不同部位的金相組織，由圖 1 可得，該金相組織為明顯的兩相區鍛造所形成組織，組織中原始 β 晶粒破碎充分，無明顯β晶界，橫向和縱向組織差異性較小，其中邊部和 D/4處金相組織較為接近，組織由大量等軸 α相以及部分被拉長 α相構成，并有明顯的 β轉變組織，β轉變組織內部包含細小次生 α 相和殘余 β 相，D/4 處的金相組織等軸 α 相尺寸更大，次生 α 相尺寸更小。而組織中心部金相組織與其余位置差異較大，組織 α相形貌以棒狀為主，并有少量等軸 α 相，其中 β 轉變組織較少，總體分析，TA15 鈦合金棒材各個部位原始金相組織差異較大，等軸 α 相含量由邊部向心部逐漸減少，棒狀α相含量呈現出相反趨勢。

2.2 退火態金相組織

圖 2為 TA15鈦合金棒材經 860℃×2h/AC退火處理的金相組織，棒材經退火處理后，組織較原始鍛態組織相比，合金經退火處理時，鍛造過程形成的變形晶粒會發生回復以及再結晶，在再結晶過程中，變形晶粒進一步發生等軸化[5]，此時組織形狀以及尺寸不規則的 α 相含量較小，同時位于 α 相晶界處會產生一定量不均勻分布 β 轉變組織，隨著退火過程不斷進行，組織中初生 α 相的相貌會等軸化明顯，β 轉變組織的含量也逐漸增加，組織主要包含等軸狀初生 α相以及β轉變組織。

在初生 α 相含量方面，邊部橫向組織初生 α 相含量為 53.0 %，平均晶粒直徑為 13.1μm，晶粒度級別為9.5 級，縱向組織初生 α 相含量為 50.7 %，平均晶粒直徑為 19.7 μm，晶粒度級別 8.4 級，經對比發現，棒材邊部橫向以及縱向金相組織中初生 α向含量接近，但橫向金相組織等軸化程度較縱向要好，平均晶粒尺寸也較縱向組織要小。經退火處理后鍛棒 D/4 處位置的金相組織與邊部接近，均是以等軸狀初生 α相以及 β 轉變組織為主，其中橫向組織中初生 α 相含量為 56.7 %，平均晶粒直徑 15.3 μm，晶粒度級別為 9.1級，縱向組織中初生 α 相含量為 53.1 %，平均 α 晶粒直徑為 23.6 μm，晶粒度級別 7.8 級，且橫向與縱向的初生 α相等軸化程度接近，差異性較小。而經退火后鍛棒中心位置金相組織與其余位置差異性較大，經檢測橫向組織初生 α 相含量為 20.5 %，平均 α 晶粒直徑為 20.1 μm，晶粒度級別為 8.3 級，縱向組織初生 α相含量為 17.4 %，平均 α晶粒直徑為 31.6 μm，晶粒度級別 7.0 級，可以發現經退火處理后，棒材心部組織與鍛態組織類似，并無明顯變化。

2.3 退火態力學性能

經上文金相組織分析，棒材經退火處理后，D/4處組織均勻性最佳，故選取該部位試驗進行力學性能測試，表 1 為測試所得退火態棒材力學性能，由表1 可得，棒材的橫向與縱向力學性能差異性很小，并未發現明顯的各項異性，TA15 鈦合金的塑形變形以滑移為主并有少量孿生發現，合金在進行塑形變形時，組織中滑移的開動首先在等軸狀 α 相中發生，等軸狀 α相的含量與尺寸對合金的塑形影響較大，其含量越大塑形值越高[5]，因為合金的金相組織中等軸狀α 相含量較多，導致合金的塑形較高，其斷后伸長率可達 17.5 %，而斷面收縮率可達 47 %，影響合金強度的主要因素為組織中次生 α相的含量越尺寸，其尺寸越細小，含量越多，合金強度越大，因為退火態合金的組織中含有一定數量的次生 α相，合金在進行塑形變形時，細小的次生 α 相會發生位錯塞積，若合金繼續變形，則需要施加更大的外力，導致合金強度升高，其最大抗拉強度可達989 MPa。

TA15 鈦合金棒材進行沖擊試驗過程中，其能量消耗通常以形成裂紋所需的功為主，通常情況下，組織的形貌有較多次生 α相時，其阻礙裂紋擴展能力較等軸 α 相強，導致裂紋進行擴展時需要較高的能量，同時，當次生 α 相含量較多時，會增加 α/β 界面總數，位錯在運動過程中遇到的阻礙增加，進行沖擊試驗時，次生 α 相會降低組織之間協調性，增加應力集中現象，裂紋較易形成，進而進行擴展[6]。

3、 結論

（1）原始鍛態不同部位的金相組織為明顯的兩相區鍛造所形成組織，組織中原始 β 晶粒破碎充分，無明顯β晶界，橫向和縱向組織差異性較小。

（2）經退火處理后，棒材邊部和 D/4 處的橫向以及縱向金相組織中初生 α向含量接近，但橫向金相組織等軸化程度較縱向要好，平均晶粒尺寸也較縱向組織要小，而經退火后鍛棒中心位置金相組織與其余位置差異性較大。

（3）棒材經退火處理后，棒材的橫向與縱向力學性能差異性很小，并未發現明顯的各項異性。

參考文獻：

[1]王哲，何健，張帥，劉程程，等 . 鍛造設備對 TA15 鈦合金顯微組織及性能的影響研究[J].鋼鐵釩鈦，2022，43（01）:80-84.

[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]武小娟，楊川，張志強，等 .TA15 鈦合金不等厚 L 型材熱軋有限元模擬[J].鈦工業進展，2022，39（01）:1-5.

[4]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]. 材料程:1-8[2022-04-03].

[5]張明玉，運新兵，伏洪旺 . 不同熱處理工藝對 TC10 鈦合金組織及性能的影響[J].塑性工程學報，2021，28（12）:237-245.

[6]吳靜怡，楊柳，代廣霖，等.新型α+β雙相鈦合金板抗高速沖擊損傷行為研究[J]. 稀有金屬材料與工程，2022，51（02）:615-.