钛脊合金拥有比强度高、耐高温、耐低温、耐侵蚀性、密度幼等多多优异个性，在汽车工业、军工领域、航天航空等领域均匀宽泛的使用，拥有极度优良的发展远景[1，2]
。Ti- 6.5A1-2Zr-1Mo-1V 合金（也称 TA15 合金）是一种典型的近 α 型钛合金，拥有适中的强度，由于该合金不只增长α 型不变元素 Al 和 β 型不变元素 Mo 和 V，同时增长了一 定量的中央元素 Zr，使该合金具备优异的焊接机能、热不变机能和优良的塑性等特点，在航天发起机叶片、飞机轮毂、飞机承沉件等领域有宽泛使用[3，4]
。

由于 Ti-6.5A1-2Zr-1Mo-1V 合金的利用领域宽泛，故对机能的要求愈加严格，钻研领域也极度多元化，范朝等[5]钻研了 TA15合金粉体造备及其 SLM 成形机能，了局批注 ： 雾化压力的大幼，对分歧地位的粉体的松装密度和流动性有显著影响 
；而扭转随熔炼功率除了影响松装密度和流动性表，对粉体卫星球和球形水平的优异性也有影响 
；在造成的 样品横截面处有格子描摹出现，大量交错散布马氏体存在格子内部 
；而纵截面地位则出现肯定数量的 β 柱状晶
。马庆等[6] 钻研了 TA15钛合金双路次热压缩变形软化行为及等 轴 α 相组织演变法规，了局批注 ：流动应力的大幼受到应变速度和变形温度的影响 
；合金在保温时，有静态软化景象产生，变形温度越高其软化率越高，同时发现合金组织中的 等轴 α 相在此过程中细化显著，其细化水平受到静态软化影响
。

本文以 Ti-6.5A1-2Zr-1Mo-1V钛合金棒材为钻研对象，钻研棒材在经退火处置后，分歧地位微观组织和拉伸机能，索求现实出产中遇到的问题，为该合金的利用作出肯定参考
。

1、 试验资料与步骤

本试验资料为新疆湘润新资料科技有限公司出产的直径为 150mm 的棒材，该棒材经三次真空熔炼以及多火次铸造而成（图1a所示），其制品化学成分为（质量分数，%）：6.7Al、1.7Mo、2.2V、0.2O、Ti 余 量
。Ti-6.5A1-2Zr-1Mo-1V 棒材锻态低倍组织如图1b所示，由图1b可得，棒材低倍组织为均匀的半吞吐以及吞吐晶，晶粒散布十吩旖均，并无冶金缺点以及肉眼可见的裂纹、折叠、分层组织、气孔、偏析、细晶亮带，以及金属或非金属同化，切合《GJB 2744A-2007 航空用钛脊合金锻件规范》的 2 类组织
。

凭据《GB/T 23605 ? 2009 钛合金转变温度 β 测定步骤》测得合金的相变点为 1010℃ ~1015℃，其相变金相组织如图 2 所示
。

从制品棒材中切取长度为80mm样棒，按《GJB3763A-2004钛脊合金热处置》中所划定造度对棒材进行热处置，其热处置造度为850℃×2h/AC，随后进行微观组织以及力学机能的测试，拉伸状貌的取样方向别离T向（棒材横向）和L向（棒材纵向），微观组织使用型号为ICX41M的光学显微镜观察，使用INSTRON全能试验机测试棒材的室温以及高温拉伸机能，其中每组试验测试三个状貌，最后取均匀值
。

2、 了局与会商

2.1 原始微观组织

棒材铸造实现后，在锻棒的边部、D/4 处、心部门别进行显微组织观察，棒材具体描摹如图 3 所示，棒材横向和纵向的微观组织为典型的 α+β 两相区铸造加工而成的组织，组织中原始 β 晶界齐全破碎，组织由初生 α 相和 β 转变组织组成 β 转变组织蕴含轴藐幼的次生 α 相和 β 残，其中棒材边部以及 D/4 处的微观组织中拥有较高的等轴化水平，而心部组织中出现少量被拉长的初生 α 相组织，总体而言，组织横纵向差距较幼
。

2.2 退火态微观组织

经退火后的锻棒边部横、纵向的显微组织（图 4a1、4b1）均为双态组织，与原始金相组织相比，横向组织中除等轴 α 相表，还存在少量拉长 α 相组织，经检测可得其初生 α 相含量为 47.8%，α 晶粒均匀直径为 20.3μm，晶粒度级别为 8.3 级，拉长的条状初生 α 长度不超过 0.25 mm，该组织切合 GJB2744A-2007 中的 2 类组织
。组织中纵向的初生 α 相含量为 42.8%，均匀 α 晶粒直径为 37.8μm，晶粒度级别 6.8 级，条状初生 α 长度不超过 0.25 mm，显微组织切合 GJB2744A-2007 中的 4 类组织
。对比边部地位横、纵向显微组织，横向组织中初生 α 相含量略高于纵向显微组织，且横向组织中均匀 α 晶粒直径低于纵向组织，纵向组织中拉长 α 含量高于横向组织
。

D/4 处 横、纵 向 的 显 微 组 织 与 头 部 组 织 类 似，经 检测横向组织初生 α 相含量为 54.5%，均匀 α 晶粒直径为16.2μm，晶粒度级别为 8.9 级，条状初生 α 长度不超过 0.25 mm，且显微组织切合 GJB2744A-2007 中的 2 类组织，纵向组织初生 α 相含量为 55.4%，均匀 α 晶粒直径为25.4μm，晶粒度级别 7.6 级，条状初生 α 长度不超过 0.25 mm，显微组织亦切合 GJB2744A-2007 的 2 类组织
。对比D/4 处横、纵向显微组织，初生 α 向含量相差不大，纵向均匀晶粒度大于横向组织，横、纵向组织等轴化水平均较高，且有显著的方向性
。

退火后棒材心部位横、纵向的显微组织同样为等轴α 和少量的拉长 α 组织，经检测横向组织初生 α 相含量为 62.0%，平 均 α 晶 粒 直 径 为 25.6μm，晶 粒 度 级 别 为7.6 级，条状初生 α 长度不超过 0.25mm，显微组织切合GJB2744A-2007 的 2 类 组 织，纵 向 组 织 初 生 α 相 含 量为 62.9%，平 均 α 晶 粒 直 径 为 27.0μm，晶 粒 度 级 别 7.5 级，条状初生 α 长度不超过 0.25 mm，显微组织亦切合GJB2744A-2007 的 4 类组织，对比中心部位横、纵向显微组织，初生 α 向含量以及均匀晶粒度尺寸均相差不大
。 合金经退火处置后，组织中析出新的次生 α 相，与组织中渣滓的残存 β 相形成新的 β 转变组织，经退火后的组织仍为双态组织，组织的次生 α 相的析出由退火后的冷却速度以及 β 基体中元素含量所决定[7]
。

退火温度的凹凸会影响组织中元素进行再分配，当温度较高时，α 相向 β 相转变会增多，而元素进行再分配会导致位于 β 相中的 β 不变元素含量降低，当 α 不变元素含量增长时，冷却过程中 β 相的不变性降落，促使次生 α 相析出
。

2.3 退火后室温拉伸机能

在样棒 D/4 地位取室温拉伸试样，测试了局如表 1 所示，合金的抗拉以及屈服强度较高，且横、纵向差距较幼，切合尺度要求
。

拉伸状貌在进行变形时，滑移会在等轴 α 晶粒中率先起头，在拉伸不休进行过程中，滑移会占据更多的初生 α相，由于组织中同时含有 β 转变组织，滑移还会向 β 转变组织内扩大，β 转变组织中的次生 α 相是对合金强度起到重要影响[8]，多多的次生 α 订交错散布，同时相界面也会对滑移起到故障成效，增长合金变形难度，增长强度
。由于等轴 α 相会减幼滑移带的间距，减幼位于晶界处的位错塞积，推迟浮泛的成长，增长断裂合金接受的形变水平，增长合金塑性[9-11]
。

2.4 退火后高温拉伸机能

同样在样棒 D/4 地位取高温拉伸试样，拉伸温度为500℃，测试了局如表 2 所示，相比室温拉伸机能，合金的抗拉以及屈服强度较低，而塑性较高，横、纵向差距较幼，切合尺度要求
。

通常情况下，提高变形温度会增长组织内部的热激活能，原子振幅与动能会增长，同时增长空位和位错的活跃水平，增长滑移系数量的同时降低滑移产生的临界分切应力，减幼晶面进行滑移时的故障，降低合金强度
。同时，在进行高温拉伸时，部门位于组织中的相会溶化，强化作用减弱，进行拉伸时会产活泼态回复，提高位错内相的数量，提升软化机造，塑性增长
。

3、 结论

（1）锻后棒材横向和纵向的微观组织为典型的 α+β 两相区铸造加工而成的组织，组织中原始 β 晶界齐全破碎，组织由初生 α 相和 β 转变组织组成 β 转变组织蕴含轴藐幼的次生 α 相和 β 残，横纵向组织差距较幼
。

（2）与原始金相组织相比，退火后棒材的分歧地位的组织中除等轴 α 相表，还存在少量拉长 α 相组织
。

（3）钛棒材室温的抗拉以及屈服强度较高，塑性优良，且横、纵向差距较幼
。

（4）相比室温拉伸机能，棒材的高温拉伸强度较低，而塑性较高，横、纵向差距较幼
。

参考文件：

[1]安强 , 祁文军 , 左幼刚 .TA15 钛合金表表原位合成 TiC 加强钛基激光熔覆层的组织与耐磨性 [J/OL]. 资料工程 :1-8.

[2]李永奎 , 齐海东 , 路林等 . 基于热膨胀步骤的 TA15 钛合金的陆续冷却相转变 [J]. 资料热处置学报 ,2021,42(12):69-75.

[3]唐学峰 , 黄振 , 温红宁 , 等 . 基于深度神经网络的 TA15 高温拉伸变形行为精确预测 [J]. 锻压技术 ,2021,46(09):67-76.

[4]李细锋 , 曹旭东 , 王斌 , 等 . 钛合金电辅助塑性成形技术钻研进展 [J].航空造作技术 ,2021,64(17):22-30.

[5]马庆 , 魏科 , 唐海兵 , 等 .TA15 钛合金双路次热压缩变形软化行为及等轴 α 相组织演变法规 [J]. 资料热处置学报 ,2021,42(08):40-47.

[6]马庆 , 魏科 , 唐海兵 , 等 .TA15 钛合金双路次热压缩变形软化行为及等轴 α 相组织演变法规 [J]. 资料热处置学报 ,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 processingof high strength Ti-titanium alloys and effects onmicrostructure and properties[J].Journal of Materials ProcessingTechnology,2001,117:311.

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

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

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