TA15鈦合金是一種近a型中高強(qiáng)鈦合金，名義成分為T(mén)i-6Al-2Zr-1Mo-1V。由于其優(yōu)良的熱穩(wěn)定性、焊接性和加工性能，以及500℃以下優(yōu)異的高溫持久性能和高溫蠕變性能，在航空航天領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用，主要用于制備機(jī)身結(jié)構(gòu)件、發(fā)動(dòng)機(jī)葉片等。

航空鈦合金零件主要通過(guò)鍛造工藝制備，其組織性能和熱加工工藝密切相關(guān)，熱變形工藝參數(shù)主要包括變形溫度、變形速度、變形量等。王哲等研究TA15鈦合金在(α+β)兩相區(qū)變形時(shí)鍛造溫度對(duì)組織性能的影響時(shí)發(fā)現(xiàn)，鍛造溫度可以影響初生α ρ 相以及片狀α相的含量，進(jìn)而影響合金抗拉強(qiáng)度以及各向異性。隨鍛造溫度降低，初生α ρ 相含量增加，片狀α相含量降低，厚度和長(zhǎng)度比值減小，抗拉強(qiáng)度提高:在Tβ-50℃溫度鍛造后，鍛件橫向、縱向、高向3個(gè)方向的抗拉強(qiáng)度極差隨鍛造溫度的降低而減小。張海成等研究熱變形工藝對(duì)TA15合金室溫組織性能的影響時(shí)發(fā)現(xiàn)，變形量的增加導(dǎo)致鍛件室溫強(qiáng)度先降低后升高，增大變形速度會(huì)降低合金綜合力學(xué)性能，等軸的初生α相與基體上規(guī)則排列的次生α相導(dǎo)致合金強(qiáng)度和塑性高，而長(zhǎng)條狀的初生α相、球化的次生α相導(dǎo)致合金力學(xué)性能變差。李曉煜等研究了自由鍛和徑鍛兩種鍛造工藝對(duì)TA15棒材組織性能的影響，結(jié)果表明:兩種鍛棒不同位置的組織存在差異，徑鍛棒心部初生α相占比高，且形貌不規(guī)則，退火后組織內(nèi)存在大量塊狀α相和細(xì)小再結(jié)晶晶粒，而自由鍛棒退火后各位置組織無(wú)明顯變化;徑鍛后棒材的邊部室溫抗拉強(qiáng)度、面縮和沖擊性能提升。孫夢(mèng)桐等研究了包套軋制和普通冷軋工藝對(duì)TA15薄板的組織和性能影響;孫靜娜等研究了預(yù)應(yīng)變、熱處理溫度和時(shí)間等工藝參數(shù)對(duì)TA15鈦合金片狀α相靜態(tài)球化的影響，并分析了球化機(jī)制。

研究者們針對(duì)TA15鈦合金變形和熱處理前后的組織和性能展開(kāi)了非常多的研究，有助于每火次鍛造工藝窗口的確定。但由于設(shè)備、材料等限制，大部分鍛件無(wú)法一火成形，火次在鍛件的生產(chǎn)過(guò)程中扮演著重要的角色，本文針對(duì)鍛造火次對(duì)TA15鈦合金棒材單方向上變形后的組織和性能均勻性以及各向異性的影響展開(kāi)研究，為鍛造工藝制定提供指導(dǎo)。

一、材料及試驗(yàn)過(guò)程

本文所用材料為T(mén)A15鈦合金，名義成分為T(mén)i-6Al-2Zr-1Mo-1V,來(lái)料為? 350mm棒材,使用快鍛機(jī)進(jìn)行1火、2火、3火鍛造成坯料，變形前后尺寸和變形量見(jiàn)表1。坯料加熱溫度為960℃，鍛后850℃退火，然后在不同位置、不同方向上進(jìn)行取樣測(cè)試橫向(X方向)、縱向(Y方向)和高向(Z方向)三個(gè)方向上的力學(xué)性能以及顯微組織，坯料示意圖如圖1所示。

表1坯料變形前后的尺寸與名義變形量

二、試驗(yàn)結(jié)果及分析

1、力學(xué)性能分析

(1)鍛造火次對(duì)坯料不同方向上力學(xué)性能的影響。

從圖2中可知，1火次變形時(shí)，坯料中心的應(yīng)變?cè)?～2.8之間;2火次變形時(shí)，每火次變形后坯料心部應(yīng)變?cè)?.8~1.2之間;3火次變形時(shí)，每火次變形后心部應(yīng)變?cè)?.6～1之間。當(dāng)總變形量一致時(shí)，鍛造火次越多，每火次的變形量越小，心部累積的應(yīng)變也越小，形變強(qiáng)化的效果越小。但對(duì)于熱變形過(guò)程，金屬還會(huì)發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)再結(jié)晶，變形量越大，再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力越大，帶來(lái)的軟化效果越顯著，以及后續(xù)的熱處理過(guò)程的靜態(tài)再結(jié)晶也會(huì)使得合金強(qiáng)度降低。在形變強(qiáng)化與再結(jié)晶軟化的共同作用下，鍛件的性能具體表現(xiàn)如圖3所示，坯料三個(gè)方向上的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均下降，2火次和3火次鍛造后高向上的強(qiáng)度坯料橫向上的強(qiáng)度最高，縱向次之，高向上的強(qiáng)度最低，隨著鍛造火次的增加，鍛件3個(gè)方向的強(qiáng)度差異逐漸降低，各向異性降低?？v向上的延伸率、斷面收縮率和沖擊韌性最高，高向上最低。

(2)鍛造火次對(duì)坯料縱向上不同位置力學(xué)性能的影響。

圖4為鍛造火次對(duì)坯料縱向不同位置的力學(xué)性能的影響，由圖可知，在坯料縱向上，邊部的強(qiáng)度最高，靠近中心，強(qiáng)度逐漸降低，隨鍛造火次增加，強(qiáng)度差異增加，1火次變形時(shí)，邊部和1/2邊緣處的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度一致，分別為967MPa和897MPa;3火次變形時(shí)，邊部抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為981MPa和881MPa，而1/2邊緣處的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為943MPa和865MPa，差異為38MPa和18MPa。鍛造火次對(duì)不同位置沖擊韌性的影響與對(duì)強(qiáng)度的影響相反，中心沖擊韌性最高，邊部最低。鍛造火次對(duì)延伸率和斷面收縮率的影響與位置有關(guān)，1火次鍛造時(shí)，邊部位置的延伸率和斷面收縮率最高，中心最低;2火次鍛造時(shí)，中心位置的延伸率和斷面收縮率最高，邊部最低;3火次鍛造時(shí)，延伸率位邊部最高，1/2邊緣最低，而斷面收縮率則是中心最高，邊部最低。

(3)鍛造火次對(duì)坯料橫向上不同位置力學(xué)性能的影響。

圖5為鍛造火次對(duì)坯料橫向不同位置力學(xué)性能的影響，由圖可知，橫向上坯料不同位置在鍛造火次為1和3時(shí)差異不明顯;鍛造火次為2時(shí)，邊部的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度最高，1/2邊緣和中心位置的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度基本一致。隨鍛造火次增加，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均呈下降趨勢(shì)。鍛造火次對(duì)不同位置的延伸率的影響較小，隨鍛造火次增加，只有中心位置延伸率稍微下降。鍛造火次對(duì)不同位置斷面收縮率的影響相似，隨鍛造火次增加，斷面收縮率先升高，然后下降，1/2邊緣處的升高和下降幅度最大。鍛造火次對(duì)不同位置沖擊韌性的影響與對(duì)斷面收縮率的影響相反，隨鍛造火次增加，沖擊韌性先降低后升高，中心位置沖擊韌性變化較為平緩，邊部位置沖擊韌性在鍛造火次為2時(shí)最低。

2、顯微組織分析

圖6為不同鍛造火次對(duì)坯料不同位置組織的影響，試樣取自坯料正中心位置。從圖中可以看出，坯料熱處理后的組織主要由等軸α相、次生α相組成。隨鍛造火次增加,加熱時(shí)間增加,初生α相尺寸變大，次生α相寬度增大，長(zhǎng)度變長(zhǎng)。從中心到邊緣，次生α相寬度變小，長(zhǎng)度變短，從圖2中可以看出，中心應(yīng)變大，邊緣應(yīng)變小，退火時(shí)中心位置能為次生α相的靜態(tài)再結(jié)晶提供更高的驅(qū)動(dòng)力，促進(jìn)次生α相長(zhǎng)大;同時(shí)，邊部冷卻速度快，次生α相沒(méi)有足夠的時(shí)間長(zhǎng)大，因此尺寸較小。次生α相對(duì)TA15鈦合金的強(qiáng)度影響明顯，從圖3中可知，次生α相尺寸越小，強(qiáng)度越高，塑性越低。

結(jié)論

(1)單方向變形時(shí)，隨鍛造火次增加，坯料三個(gè)方向上的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均下降;橫向上的強(qiáng)度最高，縱向上的延伸率、斷面收縮率和沖擊韌性最高，高向上所有性能均最低。

(2)單方向變形時(shí)，縱向上，坯料邊部強(qiáng)度最高，中心最低，隨鍛造火次越多，強(qiáng)度差異越大;中心沖擊韌性最高，邊部最低;橫向上，除2火次鍛造，其余火次鍛造時(shí)坯料各部位強(qiáng)度差異不明顯，沖擊韌性先降低后增加。

(3)單方向變形時(shí)，隨鍛造火次增加，由于加熱時(shí)間長(zhǎng)，初生α相尺寸變大，次生α寬度增大，長(zhǎng)度變長(zhǎng);中心變形大，冷速慢，且退火時(shí)次生α相靜態(tài)再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力大，進(jìn)一步導(dǎo)致次生α相寬且長(zhǎng)。

（注，原文標(biāo)題：?jiǎn)畏较蜃冃五懺旎鸫螌?duì)TA15鈦合金坯料組織性能的影響_謝小川）