热处理工艺对TA15钛合金棒材组织和性能的影响

卢凯凯,周立鹏，段启辉，李敏娜，肖松涛，田 园

(西北有色金属研究院， 陕西 西安 710016)

0 引 言

TA15钛合金名义成分为Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V,属于近α型钛合金，具有中等强度和良好的综合性能,其强化机制主要是Al及其它元素的固溶强化，热处理强化效果有限。在大规格TA15钛合金锻件或棒材的生产中，采用普通退火后产品性能的富余量经常较小或性能不能满足标准要求[1-2]。

材料的性能，除了与材料本身的合金成分有关外，还取决于后续的加工工艺和热处理制度。周义刚等[3]提出了高温形变强韧化工艺(近β锻造结合高低温强韧化热处理)，将热加工和热处理有效的联系在一起，获得了约20%等轴α相、50%～60%的网篮α相和β转变基体的三态组织，使钛合金的强度-韧性得到了较好匹配。但近β锻造要求在相变点以下10～15 ℃进行锻造，对于大规格棒材的生产来说，变形温度区间狭窄，变形热难以控制，且变形后要求立即水冷等条件，生产过程复杂，难以实现批量化。朱景川等[4]对初始组织为双态组织的两相钛合金进行了双重热处理，获得三态组织，但是该方法是否适用于TA15这类近α型钛合金还有待研究。孙志超等[5-7]对TA15钛合金等温锻件中三态组织的形成演变做了大量的研究工作，但主要集中在加工工艺参数对TA15钛合金三态组织的影响规律，对后续的热处理工艺研究较少。基于以上研究，通过普通退火、β单重退火和双重热处理获得不同类型的组织，研究热处理制度对大规格TA15钛合金棒材组织和性能的影响规律，以期获得较佳的热处理工艺，提高大规格TA15钛合金棒材的综合性能。

1 实 验

实验原料为西北有色金属研究院提供的经过三次真空自耗电弧炉熔炼得到的TA15钛合金铸锭，其相变点为993 ℃。铸锭在1250T快锻机上开坯，经多火次墩粗、拔长至φ200 mm棒材,其显微组织如图1所示。由图1可以看出，棒材的原始组织为典型的α+β两相区加工组织，晶界完全破碎，由初生α相和β转变基体组成。

在棒材上切取7批试样，分别进行单重退火处理和双重退火处理。单重退火处理温度分别为(750、800、 850 、1 020)℃×2 h/AC； 双重处理制度为975 ℃×1 h/WQ+(850、900、930)℃×2 h/AC。热处理炉为RX箱式电阻炉，控温精度为±5 ℃。

图1 加工态TA15钛合金棒材显微组织Fig.1 Microstructure of TA15 titanium alloy bar at R state

按照标准要求切取拉伸试样、金相试样及冲击试样。采用INSTRON-1185型电子拉伸试验机进行拉伸性能测试。按照《GB/T 229—2007金属材料夏比摆锤冲击试验方法》进行冲击试验，试样尺寸为10 mm×10 mm×55 mm,缺口类型为U型，每组测试均进行3组平行试验。采用Olympus PMG3金相显微镜观察显微组织，采用image pro plus 6.0软件对组织进行定量分析。

2 结果与分析

2.1 单重热处理对组织的影响

图2为TA15钛合金棒材经不同温度单重热处理后的显微组织。由图2可以看出，合金经不同温度的普通退火后，组织形貌变化不大。和原始R态组织相比,随着退火温度的升高，退火后组织的初生α相体积分数减少，并逐渐球化，次生片状α相厚度有所增加。退火温度由750 ℃升高到850 ℃后，初生α相的体积分数由60%下降到50%。当退火温度升高到相变点以上的1 020 ℃，即β退火后，合金组织发生显著变化，初生α相完全消失，组织由粗大的魏氏体组成，α相平直的沿晶界析出，晶内由位向不同的细长α集束组成。

图2 单重热处理后TA15钛合金棒材的显微组织Fig.2 Microstructures of TA15 titanium alloy bars after single heat treatment:(a)750 ℃×2 h;(b)800 ℃×2 h;(c)850 ℃×2 h;(d)1 020 ℃×2 h

2.2 双重热处理对组织的影响

在双重热处理过程中，初生α相的体积分数主要取决于第一重热处理温度[5]。本研究第一重热处理温度都选定为975 ℃，主要考察第二重热处理温度对组织形貌的影响规律。图3为TA15钛合金棒材经第一重热处理后的显微组织。图4为棒材经不同温度双重热处理后的显微组织。可以看出，当棒材经975 ℃高温直接水冷后，组织由约10%的初生α相和少部分针状α相和过饱和马氏体α′相组成，随后当经850 ℃第二重热处理时，先前生成的杂乱的针状α相粗化成网篮状α，同时伴随着β→α相的转变以及部分等轴初生α相的长大，最终组织由体积分数约24%的初生等轴α相、55%编织交错的网篮α相和β转变组织组成的三态混合组织。当第二重热处理温度升高至900 ℃时，片状α相的厚度由0.98 μm增加到1.42 μm，初生α相体积分数增加到27%，部分等轴α相呈短杆状或点状。当退火温度继续升高到930 ℃时，片状α相的厚度增加到1.76 μm，初生α相基本完全球化，其体积分数减少到19.6%。这表明第二重热处理温度对α相的体积分数和形貌都有显著影响，随着第二重热处理温度的升高，片状α相逐渐粗化，而等轴初生α相含量先升高再减少。

图3 TA15钛合金棒材经第一重热处理后的显微组织Fig.3 Microstructure of TA15 titanium alloy bar after the first heat treatment

图4 TA15钛合金棒材经双重热处理后的显微组织Fig.4 Microstructures of TA15 titanium alloy bars after dual heat treatment:(a)975 ℃×1 h/WQ+850 ℃×2h/AC;(b)975 ℃×1 h/WQ+900 ℃×2 h/AC;(c)975 ℃×1 h/WQ+930 ℃×2 h/AC

和普通退火的单重热处理相比，双重热处理后的次生片状α相的形貌较为平直，且相互交错成网状，这是由于经历了第一重的高温水冷后，组织保留了大量加工产生的晶体缺陷，片状α相的析出实质也是一个形核长大的过程，其形核的位置、晶核数量、长大速率与合金的成分及热处理制度有关，并遵循一定的布拉格位向关系[8]。次生片状α相一般首先在β晶界上形核，当次生片状α相形核后，由于特定的位向关系，片状α相首先迅速在长度方向上长大，直到接触到β晶界或相界面等，片状α相的厚度才开始增加。和普通退火相比，经高温水冷后，组织中保留的晶体缺陷为片状α相的形核提供了大量的形核质点和储存能，促进了片状α相的形成，因此表现为相互交错的网篮形貌。随着第二重热处理温度的升高，片状α相形核的驱动能增加，片状α相形核长大后，将有足够的时间粗化。Sharma等人[9]认为，在片状α相的界面存在空洞和弯曲的结构，随着温度的升高，一方面会促进空洞扩张，最终部分片状α相会开始断裂、球化，从而导致初生α相含量增加；另一方面，随着温度升高，促进了α→β相转变，部分初生α相逐渐开始球化溶解，α相含量减少。在两者综合作用的结果下，等轴初生α相的体积分数先增加再减少。

2.3 不同热处理制度对拉伸性能的影响

图5是TA15钛合金的室温拉伸性能随不同热处理制度的变化关系。在单重热处理阶段，合金的强度随着退火温度的升高而增大，当退火温度由750 ℃增加到850 ℃时，抗拉强度由925 MPa增加到986 MPa。在此范围内，合金的塑性随退火温度的升高变化不大，延伸率基本保持在13%左右。当退火温度超过相变点后，由于形成了魏氏体，塑性恶化，延伸率只有8%，合金的强度也显著降低，因此在TA15钛合金的加工过程中应避免形成该组织。合金的塑性主要由α相的体积分数决定，且随着α相体积分数增加而增加，当初生α相超过20%时，塑性随初生α相的体积分数增加变化不大，由于热处理后的合金组织初生α相基本在50%以上，所以合金的塑性随退火温度的升高变化不大。热处理强化的本质是强化相的析出，虽然TA15属于近α钛合金，但对于大规格的锻件来说，TA15钛合金铸锭的化学成分实际上已经落入两相合金范围内，是可以进行强化的。随着退火温度的升高，亚稳定β相分解，弥散析出的次生α相对TA15钛合金起到钉扎作用，从而使强度升高。

图5 热处理制度对TA15钛合金棒材拉伸性能的影响 Fig.5 Effect of heat treatment on mechanical properties of TA15 titanim alloy bars:(a)single heat treatment;(b)dual heat treatment

在双重热处理阶段，第二重热处理温度为850 ℃时，TA15钛合金棒材的室温抗拉强度为1 005 MPa，随着第二重温度升高到930 ℃，合金的抗拉强度下降到978 MPa，延伸率由13%增加至17.5%。在三态组织中，等轴初生α相起着变形协调的作用，β转变相中的片状α相降低了等轴α相间的平均自由程，使滑移带间距减小，位错线分布均匀、细密，没有局部位错严重塞积现象，推迟了空洞的形核和发展，因而显示稍高的塑性，同时保持了足够的强度。在双重热处理过程中，随着第二重热处理温度的升高，次生片层α相厚度增加，α/β相界相应减少，位错滑移阻力减小，位错难以塞积，因此强度下降，塑性增加[10]。

2.4 不同热处理制度对冲击性能的影响

图6是不同热处理制度对TA15钛合金棒材冲击韧性的影响，在单重热处理阶段，随着退火温度由750 ℃增加到850 ℃，冲击韧性由51.2 J/cm2增加到65.1 J/cm2，当退火温度超过相变点时，合金的冲击韧性下降到58.8 J/cm2，这与合金的强度随退火温度的变化趋势一致。而在双重热处理过程中，随着第二重热处理温度的升高，材料的冲击韧性增加，当温度升高至930 ℃时，其冲击韧性高达93.3 J/cm2，这与合金的强度随温度的变化趋势相反。这说明合金的冲击韧性与强度并非呈单一的线性关系。同时也可以看出，合金经双重热处理后的冲击韧性整体都高于普通退火。裂纹一般主要在初生α晶界、α/β相界或β晶粒的晶界上形成，初生α相是裂纹萌生和扩展的通道，材料的韧性不仅与初生α相的体积分数有关，还与α相的形貌有关，裂纹在形成过程中一般沿着相界面进行，裂纹可以平直的穿过或绕过α相，对于含有片状α相的混合组织，若片状α相的位向与主裂纹扩展方向相近，裂纹沿α片间通过；若片状α相的位向与主裂纹走向不一致，裂纹穿过片层α相，但裂纹扩展至片层边界，将产生停滞效应或被迫改变方向。对于不同类型的钛合金组织来说，混合组织的冲击韧性最好，片状次之，等轴最差[11-12]。在本试验中，普通退火后的等轴组织的冲击韧性要高于β退火的魏氏体组织，这是由

图6 热处理制度对TA15钛合金冲击韧性的影响Fig.6 Effect of heat treatment on impact toughness of TA15 titanium alloy bars:(a)single heat treatment;(b)dual heat treatment

于β退火后形成的魏氏体组织的片层α集束较为细小，裂纹可以平直的穿过。在双重处理过程中，随着温度的升高，α相片层厚度的增加，裂纹扩展时产生的偏转程度增加，断裂时所需穿过的总路径增加，吸收的能量也就越多，因此冲击韧性增加。

综上所述，在3种不同类型的热处理制度中，β退火由于形成了单一片状组织，塑性恶化，综合性能最差；普通退火后，合金的性能可以满足标准要求；经强韧化的双重热处理后，和普通退火相比，TA15钛合金棒材的综合力学性能得到一定程度的提高，当热处理制度为975 ℃×1h/WQ+850 ℃×2 h/AC时，此时合金具有良好的强韧性匹配，其室温抗拉强度为1 005 MPa，屈服强度为914 MPa，延伸率为13%，室温冲击韧性为72.2 J/cm2。

3 结 论

(1)普通退火对TA15钛合金棒材的组织形貌影响不大，合金的强度和冲击韧性随退火温度的升高而增加，塑性基本保持不变。

(2)强韧化的双重热处理过程中，第二重热处理温度主要影响片状α相的厚度，随着第二重热处理温度的升高，片状α相的厚度增加，TA15钛合金的强度降低，塑性和冲击韧性增加。

(3)当热处理制度为975 ℃×1 h/WQ+850 ℃×2 h/AC时，TA15钛合金组织由约24%的初生等轴α相、55%左右的网篮α相和β转变组织组成，此时合金具有良好的强韧性匹配。