鈦及鈦合金具有比高強度、無磁性、低密度和耐低溫等眾多優異特性，在石油、化工、海洋等領域都有廣泛應用[1-2]。TA15鈦合金是一種典型的近α型鈦合金，其名義成分為 Ti-6AL-2Zr-1Mo-1V，是一種十分常見的近α型合金，該合金具有中等強度、良好的蠕變性能、優異的耐腐蝕性等特點，廣泛應用在航天航空領域[3-4]。

目前對該合金的研究領域眾多，其中李永奎等[5]研究了基于熱膨脹方法的 TA15鈦合金的連續冷卻相轉變，結果表明：TA15鈦合金的臨界冷卻速率分別為3 K/s 和 30 K/s；該合金在室溫條件下的組織為α+β 集束，在冷卻時產生β相向α相的轉變；相比于差示掃描量熱法，使用熱膨脹方法測定的相變點溫度較低，故此方法在測試相變過程中體積變化較大的合金時較為實用。紀小虎等[6]研究了變形溫度對大塑性變形 TA15合金顯微組織和力學性能的影響，結果表明：TA15鈦合金經 3 道次鍛造加工后，組織細化明顯，并有球化現象；提升變形溫度會抑制組織中等軸α相的細化效應，對于片狀α相產生的細化效果更加明顯，這是因為激發了不連續動態再結晶機制；在提升變形溫度的同時，合金的強度和塑形產生相反的變化趨勢，其中抗拉強度降低較為明顯。

因為 TA15鈦合金的微觀組織主要以α相組成，并有少量β相存在于組織中，導致該合金的強化機理以析出相為主，故該合金的冷卻方式對析出相十分重要，本文選取不同冷卻方式對加熱后合金進行冷卻，探究不同冷卻方式與該合金的組織和力學性能的關系。

1、 試驗材料與方法

本試驗選用的材料為TA15鈦合金棒材，合金使用中間合金及小顆粒海綿鈦為原材料，隨后經過熔煉、探傷、機加和鍛造等工藝制成棒材，對棒材進行取樣測試其化學成分，測得棒材化學成分為（質量分數，%）：6.76Al、1.73Mo、2.2V、0.22O、Ti 余量。使用金相法測得該合金棒材的相變點為 1 010~1 015 ℃。隨后將該合金進行切割，將切割完成的合金進行加熱處理，加熱溫度分別為單相區（1 030 ℃×2 h）與兩相區（980 ℃×2 h），隨后對加熱后合金進行水冷（WQ）、空冷（AC）、爐冷（FC）處理，將經不同冷卻處理后的棒材進行加工取樣，分別加工成微觀組織、維氏硬度及拉伸試樣，隨后進行微觀組織觀察、維氏硬度及拉伸性能測試，其中維氏硬度測試取 5 個點，最后取平均值，拉伸試驗每組測試 3 個試樣，最后取平均值。使用 ICX41M 型光學顯微鏡觀察微觀組織，維氏硬度測試使用 HVKS 型號硬度計，使用INSTRON 型萬能試驗機測試室溫拉伸性能。

2、 試驗結果與分析

2.1 金相組織

圖 1 為棒材經不同冷卻方式處理后的金相組織，當加熱溫度位于兩相區時（980 ℃），3 種冷卻方式處理后，金相組織最大的區別為初生α相含量與尺寸不同，在經水冷與空冷處理后的組織中初生α相接近，而經爐冷處理后，初生α相含量降低，但尺寸最大。在空冷與爐冷處理后的組織中，無明顯的β轉變組織。在次生α相方面，因為水冷處理時，組織中形成較大的過冷度，析出的一定量的次生α相，同時組織中形成過飽和固溶體以及亞穩定β相，當合金經空冷處理后，因為此時冷卻速率較慢，形成具有針狀結構的次生α相減少，其位于初生α相之間，當合金經爐冷處理后，因為爐冷過程中的冷卻速率最慢，使得組織中次生α相有充足時間和能量進行長大，導致組織中形成的次生α相十分粗大[7]。

合金加熱到單相區后（1 030 ℃），再以 3 種不同冷卻方式進行冷卻后的金相組織，與加熱溫度位于兩相區相比較，最大的區別為組織中初生α相完全消失，這是因為此時的加熱溫度為單相區，組織中的α相完全溶解消失，發生α寅β 轉變，當進行水冷處理時，組織中的β相會形成馬氏體α憶相及亞穩定β相，α憶相形貌為細小針狀結構，并無明顯α晶界出現，當合金加熱后進行空冷處理，此時組織同水冷組織類似，形成β晶粒及針狀α相，同時可見組織中出現三叉晶界，并有β轉變組織存在，當合金加熱后，再經爐冷處理，組織中次生α相發生粗化，以長條形貌為主，α晶界發生粗化，這是由于爐冷的冷卻時間較長，組織發生粗化[8]。

2.2 維氏硬度

圖 2 為經不同冷卻方式處理后的維氏硬度值，由圖 2（a）可知，合金經兩相區加熱后，再以不同方式進行冷卻處理，其中經水冷處理后的硬度最大，經爐冷處理后的硬度值最小，由大到小依次為水冷（300 HV）、空冷（276 HV）、爐冷（267 HV）。由圖 2（b）可知，合金經單相區加熱后，在 3 種冷卻方式中，同樣經水冷處理后的硬度值最大，經爐冷處理后的硬度值最小，由大到小依次為水冷（306 HV）、空冷（285 HV）、爐冷（274 HV）。

可以發現，合金在單相區以及兩相區加熱后，3 種冷卻方式處理后的合金硬度均是水冷最大，而爐冷最小，其中單相區硬度均高于兩相區，當合金經過水冷處理后，組織由初生α相以及次生α相為主，且次生α相含量最多，其中次生α相的硬度較初生α相要高，所以經水冷處理后合金的硬度最大，當加熱溫度位于單相區后，組織中初生α相完全消失，并析出大量次生α相均勻分布，硬度取樣位置均是α相，導致合金單相區硬度大于兩相區[9]。

2.3 拉伸性能

圖 3（a）為合金經兩相區加熱后，在不同冷卻方式處理后的拉伸性能，由圖 3（a）可知，經不同冷卻方式處理后，合金的強度大小為經水冷處理后最大，而經爐冷處理后最小。其中合金的抗拉強度（Rm）值分別為水冷（988 MPa）、空冷（962 MPa）、爐冷（942 MPa），其屈服強度（RP0.2）值分別為水冷（968 MPa）、空冷（931 MPa）、爐冷（915 MPa），合金的塑性與強度呈現出相反趨勢，斷后伸長率（A）分別為水冷（10%）、空冷（14%）、爐冷（19%），斷 面 收 縮 率（Z）分 別 為 水 冷（21%）、空 冷（29%）、爐冷（32%）。由圖 3（b）可知，合金經單相區加熱后，再以不同冷卻方式處理后，合金的強度同樣為水冷最大，而經爐冷處理最小，塑性趨勢與強度相反，但合金塑性較差，其強度最大值為經水冷處理后，其中抗拉強度（Rm）為 1 013 MPa，屈服強度（RP0.2）為989 MPa。

當合金經水冷處理后，因為水冷冷卻速度較快，組織中會形成較多的次生α相，在拉伸時，次生α相的形貌細小均勻，使得組織中位錯在進行滑移時，較易產生位錯塞積，導致合金強度增大，又因為冷卻時形成的次生α相內部包含大量位錯，致使合金經水冷處理后強度較大。合金在進行空冷的過程中，較慢的冷卻速度會較多的次生α相，但在拉伸時也會有位錯塞積現象產生，因為含有一定數量的次生α相，這會增加組織中相界面數量，當相界面數量較多時，對合金有強化效果，增加合金強度。在進行爐冷的過程中，會形成較多的等軸α相，當等軸α相數量較多時，合金塑性會顯著提高，這是由于等軸α相中包含較多的滑移系，合金在拉伸過程中，位向較大等軸α相中會有滑移系首先進行開動，故組織等軸α相含量越多，合金在拉伸時產生的形變會快速的擴散至各等軸α相內，避免了應力集中產生，導致合金塑性升高。當合金在單相區加熱后冷卻，組織中初生α相已經完全消失，導致合金塑性較兩相區加熱相比，塑性下降明顯，同時在水冷時，組織中會析出更多的次生α相，合金強度增加，空冷中形成的細小針狀次生α相有所下降，強度降低，而單相區加熱后，爐冷的的組織中析出更多條狀α相，皆會導致單相區合金強度較高[10]。

3、 結論

（1）當加熱溫度位于兩相區時，經水冷與空冷處理后的組織中初生α相接近，而經爐冷處理后，初生α相含量最多，且初生α相尺寸最大。合金加熱到經單相區后，最大的區別為組織中初生α相完全消失，組織中的α相完全溶解消失。

（2）合金經兩相區加熱后經水冷處理后的硬度最大，經爐冷處理后的硬度值最小，合金經單相區加熱后，3 種冷卻方式中，同樣經水冷處理后的硬度值最大，經爐冷處理后的硬度值最小。

（3）合金強度趨勢與硬度一致，而塑性趨勢與強度相反，但經單相區加熱后合金塑性較差。

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