TA15钛合金是一种高Al当量的近α型钛合金,其主要强化机制:通过添加α稳定元素Al固溶强化,加入中性元素Zr和β稳定元素 Mo,V进行补充强化并改善工艺性能。因此该合金既具有α型钛合金良好的热强性和可焊接性,又具有(α+β)型钛合金的工艺塑性,特别适合于制造各种焊接零部件1-31,广泛应用于飞机发动机和飞机结构件中。但TA15合金作为摩擦运动副零部件,其服役环境恶劣,要求具有优异的综合性能(“。
目前对TA15合金热处理过程中微观组织的变化方面已经开展较多工作,大多数将热处理温度区间划分为(α+β)相区和β相区两部分,关注普通退火或空冷后TA15合金的微观组织情况以及对强度、塑性的影响。沙爱学571等人对 TA15合金进行普通退火工艺试验时发现,试样的抗拉强度随退火温度升高而提高,升幅在60~100 MPa左右。强度提高的原因是亚稳定β相在临界温度以上发生分解,弥散析出的次生α相具有强化作用。张旺锋(]等人通过理论和试验发现,对于近α型钛合金通过等温近β变形并结合合理的冷却可获得综合性能优异的三态组织(由约含20%等轴α , 50%~60%条状α构成的网篮和β转变基体组成)。文献[10]以三态组织为目标分析了3种热加工工艺组合下TA15合金局部加载成形组织演化,热处理对组织变化敏感且机理复杂。
为了系统地研究TA15合金微观组织演变机理,本文以 TA15合金为研究对象,分析了不同温度及冷却速度下微观组织的变化规律,目的是通过采用不同的热处理工艺调整合金的显微组织,从而改善TA15合金力学性能。
试验材料和方法
试验用材料为TA15合金,尺寸为16 mm ×16 mm ×4 mm,化学成分见表1。由Ti-Al相图可知,当AI含量达到6%时,相变温度为990~1010 ℃。选择β区(1030 ℃).( α +)区上部( 980 ℃).(α+β)区中部(900 ℃).(a +β)区下部(820 ℃)4个典型的温度进行试险[11-12]试样的编号和对应的热处理工艺列于表2。
热处理后的试样,用不同型号的砂纸打磨、抛光至镜面,用HF:HNO,: H,O =1:6∶7的腐蚀液浸蚀,然后采用DM1LM 型金相显微镜进行组织形貌观察。用WS-2005型显微维氏硬度计测试样表面显微硬度,试验力为5 kg,加载时间20 s。
图5为经不同工艺热处理后的试样的显微硬度。由图可知,试样经820 c, 900℃热处理后,其显微硬度仅为300 HVo.1左右,冷却速度对其显微硬度的影响不明显。当退火温度达到980 ℃,水淬后由于出现大量马氏体α',显微硬度较900℃有一定的提高。随冷却速度的降低,空冷后组织中针状次生α相弥散分布在β相中,有一定的强化效果，硬度可达到450 HVO.1左右。而炉冷由于冷却速度较慢,显微组织出现等轴化倾向,新相的形核与长大类似于一个再结晶的过程,对组织中位错堆积等缺陷的消除有积极作用,从而发生一定程度的再结晶软化,表现为硬度的降低。随热处理温度升高,合金显微硬度急剧上升。当温度为1030℃时,合金的显微硬度达到550 HVO.1,这与该温度下形成的粗大( α+β)组织有着密切联系,试样中( α +β)以针片状存在,界面积增多,同时破坏了基体的连续性，再者针片状( α +B)内位错密度较高,宏观上表现为硬度显著地提高。通过试验发现,冷却方式对其硬度的影响不明显。
结论
( 1 )TA15合金经820℃保温1 h,以不同的速度冷却后,其组成相都为初生α和β相;
( 2)TA15合金900℃保温1 h后,水冷后组织为初生α相和过冷的不稳定马氏体α'相,且晶粒尺寸较小;空冷后组织为针状( α +β)相和少量初生α相;炉冷后,组织向针状( α +β)相、等轴α和晶界β转变,且晶粒尺寸有所增大;
( 3 )TA15合金980℃保温1 h,水冷后出现大量不稳定马氏体组织α'相;空冷后为双态组织初生α相以及细小的再结晶β晶粒;炉冷后组织向针片状( α +β)相转变;
(4)TA15合金1030 ℃保温1 h,水冷后为全马氏体α'相,随着冷却速度的降低,组织由马氏体α'相向针状和片状( α+β)转变;
(5)随着热处理温度升高,TA15合金的显微硬度不断提高,显微硬度由820℃保温时的300 HVO.1达到1030℃保温后的550 HVO.1,而冷却速度对硬度的影响不大。
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