TA15 是一种近α 型钛合金，拥有中等强度、优良的热不变性和焊接机能，宽泛利用于航空航天工业。我公司出产的TA15 厚截面锻件，多种类多批次存在室温强度富足量不及甚至不合格问题，不只造成了较严沉的质量损失，还严沉影响了交付进度。为解决TA15 锻件室温强度偏低问题，本文提出了预备热处置的步骤，并进行了工艺试验，以领导TA15 锻件热加工规划设计。

一、锻件要求

我公司承造某主机厂的TA15钛锻件，其验收尺度为型号专用尺度，室温拉伸和室温冲击机能要求见表1。凭据尺度要求，锻件的显微组织应是经α+β 两相区加工后的均匀组织，并以退火状态交付，推荐的热处置造度：750 ～850℃，保温1 ～4h，空冷。

表1 TA15 锻件专用尺度的室温力学机能要求

二、TA15 钛合金强化机造

TA15 钛合金重要用于飞机大型结构件，名义成分为Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V。通常以为，TA15 合金的强化机造重要是Al 及其他元素的固溶强化，不能通过热处置进行强化。因而TA15 钛合金在退火状态使用，此时合金的相组成是以α 相为基体，含有少量的β 相。然而凭据国内钻研了局，选取适当的铸造步骤或热处置步骤，TA15 钛合金锻件强度能够得到肯定的提升，举例如下。

⑴西北有色金属钻研院卢凯凯《强韧化热处置对TA15 钛合金组织和机能的影响》中，选取固溶+通常退火的热处置方式提高了TA15 锻件的强度，其重要钻研成就：固溶阶段的近β 相急剧水冷保留了组织中的晶体缺点，这些晶体缺点处为片状α 相形核提供了大量的形核中心。在第二路退火过程中，片状α 相形核并长大，最终形成由约20%的初生等轴α相和编织交错的片状α 相，以及β 相转变基体组成的三态组织。三态组织在拥有较高的塑性的前提下，同时能够维持足够的强度。

⑵宝钛集团郭志军《变形参数对TA15 合金厚板显微组织及力学机能的影响》中，选取β 开坯+(α+β)大变形铸造的方式提高了TA15 板材的强度，其重要钻研了局：对于TA15 钛合金,经过β区变形可获得魏氏组织或网篮状加工组织，拥有较高的断裂韧性，但塑性较差；此类组织再经过较大的a+β 相区变形,可获得藐幼等轴的a+β 加工组织，对应良好的综合机能。

三、优化思路

综上钻研了局来看，显微组织中较多的片状α且破碎水平较高时，钛锻件将获得较高的强度。然而，凭据出产经验，若选取固溶+时效热处置，复杂长轴类锻件极易变形导致报废；若选取β 开坯+(α+β)大变形铸造，锻件显微组织中初生α 相含量较少，显微组织不合格的风险很大。

为了提高强度，国内有厂家选取近等温铸造。该工艺的重要执行步骤是：在铸造中前几火次选取(Tβ-30)～(Tβ-50)℃较低加热温度，最后一火次选取(Tβ-10)～(Tβ-30)℃的较高加热温度，可将其显微组织初生α 相含量节造在20%～30%的领域内，以获得较高的强度。但近等温铸造过程中，铸造温度靠近相变温度，铸造过程中的反热景象导致TA15 钛合金锻件产生过烧风险急剧增长，节造不当便会导致锻件整批报废。

为此，公司技术团队提出一种设想：在铸造的最终火次前，对坯料进行近β 热处置，析出更多的片状α 相；最终火次选取较大变形，增长片状α 相的破碎水平。该步骤重要有如下利益。

最终火次前进行近β 热处置，加热温度选用(Tβ-25)℃，加热设备选用II 类高温电炉。近β 加热过程中，坯料显微组织中大多初生α 相将转变为β相。在近β 加热后的空冷过程中，大多转变的β 相将沉新析出片条状α 相；在近β 加热后的水冷过程中，大多转变的β 相将沉新析出针状α 相。无论片条状α 相还是针状α 相，在最终火次的加热过程中，城市长大，并在变形的过程中被击碎，进而达到强化作用。该步骤铸造后仍选取通常退火热处置，相比固溶+时效热处置，可降低复杂长轴类锻件的变形水平；该步骤锻件显微组织中仍会渣滓约15%～35%的初生α 相，可满足尺度要求；该步骤最终火次的变形温度仍节造在(Tβ-30)～(Tβ-50)℃，可有效预防铸造温升产生的粗晶问题。

四、工艺试验

1、试验资料

选取TA15 钛合金φ100mm 规格圆棒材，测定其相变点温度为Tβ=(997±3)℃；按尺度要求对资料进行复验，其力学机能指标见表2。

表2 某棒材力学机能入厂实测指标

2、试验规划

⑴下φ100mm×180mm 规格料3 件，编号试验件A/B/C。

⑵对试验件A/B 进行近β 热处置，热处置造度如下：①试验件A：(Tβ-25)℃±5℃，保温120min，流动净水冷却；②试验件B：(Tβ-25)℃±5℃，保温120min，空冷。

⑶对试验件A/B/C 进行镦粗铸造，要求如下：①加热温度：(Tβ-45)℃±10℃，保温100min；②出炉后选取1000t 快锻机进行镦粗，高度180mm 镦粗至100mm；镦粗过程一次成形，下压速度节造50 ～60mm/s。

⑷铸造实现后，对试验件A/B/C 进行退火处置。退火造度：840℃保温3h，空冷。

⑸按试验专用取样图要求检测纵向室温拉伸(2根)、纵向室温冲击(2根)、横向室温拉伸及冲击(1/2厚度2 根，1/4 厚度2 根)，过轴心低倍、心部和表皮高倍。工艺试验件解剖图如图1 所示。

图1 工艺试验件解剖图

3、了局和分析

⑴显微组织对好比图2、图3、图4、图5、图6、图7 所示。

图2 工艺试验件A 表层高倍(等轴α 相含量10%～20%)

图3 工艺试验件A 心部高倍(等轴α 相含量30%～40%)

图4 工艺试验件B 表层高倍(等轴α 相含量15%～25%)

图5 工艺试验件B 心部高倍(等轴α 相含量20%～30%)

图6 工艺试验件C 表层高倍(等轴α 相含量30%～35%)

图7 工艺试验件C 心部高倍(等轴α 相含量50%～60%)

从高倍组织来看，选取近β 加热+水冷/空冷预备热处置后，锻件高倍组织中等轴α 相显著削减，破碎的片状α 相显著增长，同样大幼高倍视场中的总α 晶粒数量显著增长，达到了设计主张。而通例铸造后的锻件，初生α相显著较多，且条状α相很少。

⑵低倍组织对好比图8、图9、图10 所示。

图8 工艺试验件A 低倍组织

图9 工艺试验件B 低倍组织

图10 工艺试验件C 低倍组织

从低倍组织来看，选取近β 加热+水冷/空冷预备热处置，与通例铸造步骤无显著差距，未出现粗晶或组织不均匀等低倍问题。

⑶机能对比。

表3 是3 个试验件一样取样地位的室温纵向力学机能对比。从机能了局来看，相比力通例铸造，锻前选取近β 加热+水冷/空冷预备热处置后，锻件强度总体高于通例铸造，强度提高均匀约20MPa，塑性略有降低但相对尺度要求仍有较大的富足量，达到了设计主张。

表3 工艺试验件室温力学机能了局

五、结论

⑴锻前增长近β 热处置，可有效降低锻件显微组织中初生α 相含量并提升片状α 相含量，且片状α 相破碎水平较高。

⑵锻前增长近β 热处置，可提升锻件的室温强度，同时对锻件塑性和韧性的影响不大。