TA15鈦合金是一種高Al當量的近α型鈦合金,其主要強化機制:通過添加α穩定元素Al固溶強化,加入中性元素Zr和β穩定元素 Mo,V進行補充強化并改善工藝性能。因此該合金既具有α型鈦合金良好的熱強性和可焊接性,又具有(α+β)型鈦合金的工藝塑性,特別適合于制造各種焊接零部件1-31,廣泛應用于飛機發動機和飛機結構件中。但TA15合金作為摩擦運動副零部件,其服役環境惡劣,要求具有優異的綜合性能(“。

目前對TA15合金熱處理過程中微觀組織的變化方面已經開展較多工作,大多數將熱處理溫度區間劃分為(α+β)相區和β相區兩部分,關注普通退火或空冷后TA15合金的微觀組織情況以及對強度、塑性的影響。沙愛學571等人對 TA15合金進行普通退火工藝試驗時發現,試樣的抗拉強度隨退火溫度升高而提高,升幅在60~100 MPa左右。強度提高的原因是亞穩定β相在臨界溫度以上發生分解,彌散析出的次生α相具有強化作用。張旺鋒(]等人通過理論和試驗發現,對于近α型鈦合金通過等溫近β變形并結合合理的冷卻可獲得綜合性能優異的三態組織(由約含20%等軸α , 50%~60%條狀α構成的網籃和β轉變基體組成)。文獻[10]以三態組織為目標分析了3種熱加工工藝組合下TA15合金局部加載成形組織演化,熱處理對組織變化敏感且機理復雜。

為了系統地研究TA15合金微觀組織演變機理,本文以 TA15合金為研究對象,分析了不同溫度及冷卻速度下微觀組織的變化規律,目的是通過采用不同的熱處理工藝調整合金的顯微組織,從而改善TA15合金力學性能。

試驗材料和方法

試驗用材料為TA15合金,尺寸為16 mm ×16 mm ×4 mm,化學成分見表1。由Ti-Al相圖可知,當AI含量達到6%時,相變溫度為990~1010 ℃。選擇β區(1030 ℃).( α +)區上部( 980 ℃).(α+β)區中部(900 ℃).(a +β)區下部(820 ℃)4個典型的溫度進行試險[11-12]試樣的編號和對應的熱處理工藝列于表2。

熱處理后的試樣,用不同型號的砂紙打磨、拋光至鏡面,用HF:HNO,: H,O =1:6∶7的腐蝕液浸蝕,然后采用DM1LM 型金相顯微鏡進行組織形貌觀察。用WS-2005型顯微維氏硬度計測試樣表面顯微硬度,試驗力為5 kg,加載時間20 s。

圖5為經不同工藝熱處理后的試樣的顯微硬度。由圖可知,試樣經820 c, 900℃熱處理后,其顯微硬度僅為300 HVo.1左右,冷卻速度對其顯微硬度的影響不明顯。當退火溫度達到980 ℃,水淬后由于出現大量馬氏體α',顯微硬度較900℃有一定的提高。隨冷卻速度的降低,空冷后組織中針狀次生α相彌散分布在β相中,有一定的強化效果，硬度可達到450 HVO.1左右。而爐冷由于冷卻速度較慢,顯微組織出現等軸化傾向,新相的形核與長大類似于一個再結晶的過程,對組織中位錯堆積等缺陷的消除有積極作用,從而發生一定程度的再結晶軟化,表現為硬度的降低。隨熱處理溫度升高,合金顯微硬度急劇上升。當溫度為1030℃時,合金的顯微硬度達到550 HVO.1,這與該溫度下形成的粗大( α+β)組織有著密切聯系,試樣中( α +β)以針片狀存在,界面積增多,同時破壞了基體的連續性，再者針片狀( α +B)內位錯密度較高,宏觀上表現為硬度顯著地提高。通過試驗發現,冷卻方式對其硬度的影響不明顯。

結論

( 1 )TA15合金經820℃保溫1 h,以不同的速度冷卻后,其組成相都為初生α和β相;

( 2)TA15合金900℃保溫1 h后,水冷后組織為初生α相和過冷的不穩定馬氏體α'相,且晶粒尺寸較小;空冷后組織為針狀( α +β)相和少量初生α相;爐冷后,組織向針狀( α +β)相、等軸α和晶界β轉變,且晶粒尺寸有所增大;

( 3 )TA15合金980℃保溫1 h,水冷后出現大量不穩定馬氏體組織α'相;空冷后為雙態組織初生α相以及細小的再結晶β晶粒;爐冷后組織向針片狀( α +β)相轉變;

(4)TA15合金1030 ℃保溫1 h,水冷后為全馬氏體α'相,隨著冷卻速度的降低,組織由馬氏體α'相向針狀和片狀( α+β)轉變;

(5)隨著熱處理溫度升高,TA15合金的顯微硬度不斷提高,顯微硬度由820℃保溫時的300 HVO.1達到1030℃保溫后的550 HVO.1,而冷卻速度對硬度的影響不大。