TA15合金是高铝含量的近α型钛合金(Ti-6A1-2Zr-1Mo-1V)，同时又含有β不变元素Mo和V，所以兼具α型与α+β型钛合金的利益，拥有优良的综合力学机能，如高强度、高韧性、优良的焊接机能、高温机能与优异的工艺机能等［1-2］，可用于造作500℃以下长功夫工作的航空航天部件和焊接承力零部件，如飞机隔框、壁板等，有辽阔的利用远景且市场需要很大，由于航空合金板材对产品质量及机能要求严格，出产技术难度大。

很多科技工作者钻研了TA15合金的热处置和变形行为，TA15合金的组织依赖于合金成分、变形量、变形速度、热变形过程和热处置等，并且冷却速度会影响合金的α/β相组成和比例［3-4］。由于拥有高铝当量和较高的强度，TA15合金的加工过程有较大难度。本钻研使用了两种工艺路线出产TA15合金板材，钻研了分歧厚度钛板的机能和组织演变。

1、试验资料与步骤

本钻研将0级海绵钛与中央合金混料均匀后压造电极，使用真空自耗电弧炉(VAＲ)进行3次熔炼，造备的铸锭成分为Ti-6.32Al-1.23Mo-1.47V-1.91Zr0.11O(质量分数，%)。TA15合金铸锭进行4火次铸造，其中相变点以上铸造2火(两镦两拔，铸造比1.6)，相变点以下铸造2火。选取金相法测试得到板坯β相变点为995～1000℃。使用OLYMPUSGX71金相显微镜和INSTＲON5982电子试验机别离测试板材的组织与机能。

2、试验了局与会商

2.1TA15合金板的出产工艺设计

TA15合金铸造后低倍组织为吞吐晶，形成了双态组织，由初生等轴α相+含片状α相的转变β相组成，如图1所示。TA15钛合金板的出产工艺见表1。

为获得较好的热变形能力，一火轧造加热温度(990℃)靠近β相区，轧程变形量较大有利于破碎内部组织。随后的热轧在α+β相区进行，推进形成更藐幼均匀的组织，从而获得优良机能。

表 1 TA15 钛合金板的出产工艺

TA15合金为中高强度钛合金，塑性低于TC4合金，在一火开坯轧造时，表表容易产生严沉裂纹，造成资料建磨损耗增长，使得料率降低、出产成本增长。在TA15合金板坯上复合1mm纯钛层，利用纯钛塑性变形能力强的特点隔离TA15合金与轧辊和周围冷环境相互作用，可有效改善一火开坯轧造过程中裂纹缺点，并有效抑造表表温降，进而削减表表裂纹、削减后续建磨量及资料损耗，达到降低出产成本的主张。

图2是一火轧造后TA15钛合金板表观和微观组织。如图2(a)所示，TA15合金板坯一火轧造后，包覆后的表表整体上裂纹很少，但侧面和表表边部有较多显著的幼裂纹，这是由于侧面没有包覆、轧造减薄展宽后天生裂纹并显露在表表，后续通过打磨抛光可去除。热轧产生了形变和部门再结晶，钛板的微观组织以片状和初生α相为主，还有部门条状和晶界α相及转变β相(见图2(b))。

轧造出产一火TA15钛合金板后，执行淬火和不淬火两种工艺，出产更薄迪胙板，两种工艺造备迪胙板力学机能见表2和表3。

表 2 未淬火造备的 TA15 钛合金板力学机能

表 3 淬火后造备的 TA15 钛合金板力学机能

2.2未淬火造备TA15合金板的组织

对一火轧造的TA15合金板，换向后进行二火轧造、随后进行三火轧造，其微观组织见图3。二火和三火轧造过程中固然有动态再结晶产生，但仍以显著的变形组织为主，微观描摹均为长条和初生等轴α相+含片状α的转变β相，三火轧造的累积变形量更大，初生α相更少、形调换显著(见图3)。

从表2可见，二火板和三火板的机能差距很幼，相比一火钛板，二火和三火钛板屈服强度增长50～70MPa、抗拉强度增长130～150MPa，伸长率有所降低。750～850℃退火后，三火轧造钛板均由等轴和长条α相+转变β相组成，如图4所示。但随着退火温度升高，不仅产生了再结晶，相成分和比例也产生变动。退火温度升高后，α晶粒逐步长大，750℃退火后α晶粒较幼，850℃退火后的晶粒更粗壮一些，等轴α相含量增长而β相含量削减。等轴晶粒的增多使资料的延长率提高［1］，塑性得到改善。

对三火轧造钛板进行750～850℃退火后(保温1h)测试力学机能，了局见表4。由表4可知，750℃退火后钛板强度最高，随着退火温度升高，钛板强度降低。低温下屈强比力高，而850℃退火后的屈强比最低。3个退火温度下的伸长率差距较幼。

表 4 三火轧造 TA15 钛合金板经分歧温度退火后的力学机能

叠轧是将两块或多块钛板叠在一路进行热轧(960℃加热)，重要用于薄板的出产，可削减轧程、提逾越产效能。三火TA15合金板叠轧后的组织(见图5)蕴含拉长/等轴α相+晶间β相和转变β相，叠轧过程中钛板产生了动态再结晶，形成了等轴晶粒。

TA15钛合金叠轧板进行850℃退火，而后冷轧为厚1.5mm的薄板，再制品退火(820℃)后的微观组织如图6所示，由等轴状α相、晶间转变β相和少量的球状β相组成，组织藐幼均匀，原始β晶粒破碎充分，无陆续、平直晶界α相。

制品退火处置后1.5mm厚TA15合金板的伸长率显著提高，强度比热轧态有显著降低，强韧性匹配较好(见表2)。

2.3淬火处置对TA15合金板组织的影响

将一火轧造后的TA15合金板固溶处置后进行淬火，图7是淬火处置后的截面组织和表表左近描摹。淬火后的TA15合金板组织为针状马氏体(见图7(a))，由于高温固溶处置，晶粒显著粗化到300～500μm。钛板表表有氧化层和传染层，均匀深度约0.14mm，从截面组织能够看到钛板表层有部割裂纹且为等轴细晶粒(见图7(b))，这可能是由淬火应变引起的。对比表2和表3可知，淬火后钛板抗拉强度升高了33～60MPa，屈服强度降低了74～94MPa，淬火处置提高了抗拉强度，同时伸长率显著降低，且固溶淬火解除了变形组织，产生了再结晶软化，合金的屈服强度和屈强比显著降低。

将淬火后迪胙板打磨抛光去除表表传染层和缺点层，而后进行二火换向轧造，随后进行三火轧造，组织描摹见图8。二火热轧形成网篮组织，蕴含片状α相+晶界α相+晶间转变β相(见图8(a))。持续进行三火热轧，组织如图8(b)所示，形成片层和长条状α相+等轴α相+含α相的转变β相组织，片层状组织削减，短棒状和集束状α相增多，有少量等轴α相形成，屡次热轧后组织显著改善。

将三火热轧的TA15合金板叠轧为2.5mm板材，微观组织(见图9(a))为等轴和拉长α相+晶间β相+含点状α相的转变β相。叠轧后进行850℃退火，等轴和短棒状α相及转变β相增多，见图9(b)。

将叠轧后的TA15合金板持续冷轧造备厚1.5mm和1.2mm板材，冷轧前对钛板进行退火处置(850℃退火)，冷轧后进行制品退火(820℃)和酸洗处置。图10是制品退火后1.5mm和1.2mm厚TA15钛合金板的组织描摹，由等轴α相+晶间球状β相组成，β相的球化成效较好，由于冷轧变形量更大，1.2mm厚板材的β相球化成效更好。

2.4分析和会商

TA15合金中元素含量高、强度较高而塑性较低，必要合适的工艺参数匹配能力高效造备优良的产品。淬火与不淬火对制品板的机能和组织影响显著，未淬火钛板屡次热轧后对组织的破碎不充分，除了长条状组织表，仍有一些初生等轴α相存在，经过叠轧和冷轧出产的1.5mm厚TA15合金板制品，固然组织已经破碎和再结晶细化，但存在较多的不规定α相和转变β相晶粒，因而强度较高、塑性稍低。

β相区淬火处置重要是通过在β相变点以上10～40℃热处置，而后再进行水淬急剧冷却，得到粗壮针状马氏体组织，在后续加工和热处置过程中产生破碎、原子扩散和再结晶等，能得到藐幼均匀的β相球化组织。TA15钛合金板材淬火后形成基体为粗壮晶粒的针状组织，热轧造成的形变和动态再结晶使组织显著细化，组织状态为片层/长条/等轴状α相和转变β相组织，而经过冷轧及制品退火后，组织状态以藐幼的等轴α相和球状β相为主，β相球化成效好。粗壮晶粒的TA15合金变形过程中应适当提高变形温度、降低应变速度，不然会造成变形局域化或微区缺点［5］，分歧的变形量和变形参数会影响淬火后钛板的机能。

相应地，淬火态钛板的屈服强度显著降低，随后出产的板材比同样前提下未淬火的板材强度更低些，冷轧后的制品钛板强度稍低但塑性更好。比力而言，淬火后迪胙板在随后的变形中组织充分破碎和再结晶，形成了大量藐幼球化β相，合金的塑性更好、强度稍低些，强韧性匹配优良。表5是两种工艺造备的1.5mm厚TA15合金制品板(820℃退火后空冷)在500℃的高温力学机能对比，淬火后造备迪胙板抗拉强度和屈服强度稍低，伸长率更高。另表，在500℃进行了470MPa/50h悠久机能测试，两种工艺造备迪胙板均未发现裂纹。

表 5 TA15 钛合金制品板的 500 ℃力学机能

3、结论

1)在α+β相区屡次热轧的TA15钛合金板由长条变形和初生等轴α相+转变β相组成，冷轧并制品退火后1.5mm的薄板由等轴状α相和转变β相组成(少量为球状β相)，强度在1035MPa以上，伸长率在16.0%以上。

2)TA15合金一火轧造后淬火有利于造备强韧性匹配更好的薄板。TA15合金淬火后形成针状马氏体组织，随后在α+β相区热轧的板材产生显著的组织细化和再结晶，冷轧并制品退火造备的1.5mm与1.2mm薄板组织由藐幼等轴α相和球化β相组成。相比未淬火，经淬火处置的制品钛板强度稍低、塑性更高，强韧性匹配更好。

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（注，原文标题：分歧工艺造备TA15合金板材的组织与机能）