在(α+β)相区对TA15钛合金棒进行铸造
，钻研了t_β-15℃、、、t_β-30℃和t_β-50℃(t_β为β相变温度)3种铸造温度对合金显微组织和抗拉强度各向异性的影响。。！Ａ司峙：：：随着铸造温度降低
，TA15钛合金中初生α_p相含量增长
，片层状α相含量削减
，厚度和长宽比减小
，抗拉强度提高；TA15钛合金在t_β-50℃温度铸造后沿流线方向的抗拉强度可达973MPa
，3个方向抗拉强度的极差随铸造温度的降低而减。。！；TA15钛合金铸造后的拉伸断口均为韧性断口
，铸造温度越低
，初生α_p相含量越高
，断口韧窝越深,而含有较多较细长片层状α相时
，断口韧窝较浅。。！

1、、、试样制备与试验步骤

试验资料为?300mm的TA15钛合金棒；该合金棒由3次真空自耗电弧熔炼铸锭经β相区开坯和(α+β)相区铸造而成。。！Ｑ∪〈慊鸾鹣喾ú獾酶寐TA15钛合金棒的相变温度t_β为998℃。。！A15钛合金棒的显微组织如图1所示
，可见初生α_p相散布于β相基体上
，初生α_p相质量分数约55%
，呈球状或蠕虫状且散布均匀。。！

在油压机上对TA15钛合金棒进行铸造
，铸造成厚度为200mm的方坯
，铸造加热温度别离为t_β-15℃、、、t_β-30℃和t_β-50℃
，锻后进行850℃×4h热处置
，空冷。。！Ｔ陬押辖鸲图上取样
，经去除氧化层、、、预磨、、、抛光后
，选取Kroll试剂进行侵蚀
，使用光学显微镜观察显微组织。。！Ｔ陬押辖鸲图上别离沿流线方向、、、宽度方向和厚度方向截取尺寸为?13mm×71mm的尺度拉伸试样
，标距为25mm
，在全能试验机上进行拉伸试验
，屈服前拉伸速度为0.005mm·s-1
，屈服后拉伸速度为0.02mm·s-1。。！Ｊ褂蒙璧缇(SEM)观察拉伸断口描摹。。！

2、、、试验了局与会商

2.1 对显微组织的影响

TA15钛合金棒经(α+β)相区铸造后的显微组织为典型双态组织
，重要由球状初生α_p相和β转变组织组成
，3个方向显微组织差距较小
，如图2(a)所示。。！Ｓ赏2(b)~(d)能够看出：：：在t_β-15℃下铸造后
，沿流线方向片层状次生α相分列整齐
，呈棒状散布于β相基体上；随着铸造温度降低
，片层状α相的长度和宽度均减小。。！

由表1能够发现：：：当铸造温度由t_β-50℃升高到t_β-15℃时
，球状初生α_p相的质量分数由45%降低到15%
，这是由于在较高温度下
，部门初生α_p相会转变为β相。。！３跎_p相含量与片层状α相含量成反比
，因而随铸造温度升高片层状α相含量增长。。！Ｋ孀胖煳露冉档
，片层状α相的厚度和长宽比减小。。！Ｕ馐怯捎：：：在较高温度下铸造变形过程中
，大量位错推进α相产活泼态再结晶
，片层状α相形核后会迅速长大
，因而片层的厚度较大；此外
，由于片层状α相的厚度方向与β相界面为半共格界面
，厚度方向的长大速度远小于长度方向
，因而片层状α相的长宽比也较大。。！

表1 分歧温度铸造后TA15钛合金中初生α_p相含量和片层状α相尺寸

2.2 对拉伸机能的影响

由图3能够看出
，随着铸造温度的升高
，TA15钛合金沿流线方向的抗拉强度和屈服强度均降低。。！＝岷媳1分析可知：：：随铸造温度升高
，初生α_p相含量削减
，相应的片层状α相含量增长
，并且片层状α相的长宽比增大；当位错穿过统一集束尺寸的片层状次生α相时
，位错的垂直滑移距离缩短
，位错塞积水平降低
，因而强度降低。。！４送
，在较高温度下铸造后
，片层状次生α相分列较为整齐
，而随着铸造温度降低
，次生α相分列混乱度增长
，起到了弥散强化的作用；在拉伸过程中
，位错在滑移过程中所遇到的阻力加强
，导致大量位错塞积在弥散的强化相中
，因而合金强度增长。。！

由图4能够看出：：：随着铸造温度的降低
，TA15钛合金3个方向的抗拉强度均增长；在t_β-15℃和t_β-30℃下进行铸造
，锻件3个方向的抗拉强度极差别离为24
，23MPa
，在t_β-50℃下铸造后
，3个方向的抗拉强度极差减小到10MPa。。！ｎ押辖鸬亩狭压逃肓盐评┐篚杈兜钠獒接泄
，而影响裂纹扩大蹊径的重要成分是α相的状态和含量。。！Ｓ捎讦/β相界面的结合能较弱
，裂纹通常沿着α/β相界面扩大。。！５绷盐评┐蠓较蛴毽/β相界面维持一致时
，裂纹沿α/β相界面扩大；而当裂纹扩大方向与α/β相界面不一致时
，裂纹将产生滞碍效应或被迫扭转扩大方向
，从而亏损更多的能量。。！＝细呶露戎旌蠛辖鹬写罅喀料嘁云阕醋橹缶执嬖
，而片层状α相集束的分歧取向会故障裂纹扩大
，裂纹穿越集束天堑时扭转方向
，形成裂纹分叉并萌生二次裂纹
，这些过程均需亏损更多的能量。。！Ｆ悝料嗉捎谟涤薪锨康姆较蛐
，其断裂过程也存在较强的方向性。。！Ｔ诮系臀露认轮焓
，TA15钛合金的显微组织中存在大量球状α_p相
，当裂纹穿过球状α_p相时无需扭转裂纹扩大方向
，扩大蹊径不分叉
，无需亏损更多能量
，因而抗拉强度极差较小。。！

2.3 对拉伸断口描摹的影响

TA15钛合金在(α+β)相区铸造并沿流线方向拉伸后的试样宏观上呈杯锥状状态
，断口上存在纤维区、、、放射区和剪切唇3个区域
，如图5(a)所示
，试样有显著颈缩景象
，批注为韧性断裂。。！Ｓ赏5(b)~ (d)可知：：：在t_β-50℃下铸造后
，TA15钛合金沿流线方向拉伸后的断口纤维区存在大量较深的等轴状韧窝
，批注其在断裂过程中吸收能量较高；而在t_β-30℃和t_β-15℃下铸造后
，拉伸断口纤维区虽仍以韧窝为主
，但韧窝较浅。。！＝岷舷晕⒆橹治隹芍
，含有大量球状初生α_p相的锻件韧窝较深
，而含有较多较细长片层状α相的锻件韧窝较浅。。！

拉伸断裂过程是裂纹形核和长大的过程。。！ｎ押辖鸬摩/β相界面是潜在的裂纹形核源。。！＝隙喑跎_p相的存在削减了裂纹形核源
，在塑性变形过程中优先出现屈服景象
，在位错扩大过程中裂纹扩大的有效距离增长
，形成较深韧窝。。！Ｆ阕醋橹盐菩魏颂峁┐罅啃魏说匚
，对应力集中起分散效应
，且片层状α相中位错扩大的有效滑移距离较短
，因而在含有较多较细长片层状α相的组织中
，形成较浅的韧窝。。！

3、、、结 论

(1) 经(α+β)相区铸造后
，随着铸造温度降低
，TA15钛合金棒中球状初生α_p相含量增长
，片层状次生α相含量削减
，厚度减小
，合金强度增大
，在t_β-50℃下铸造后
，沿流线方向的抗拉强度达973MPa。。！

(2) 随着铸造温度降低
，TA15钛合金流线方向、、、宽度方向和厚度方向的抗拉强度极差减小。。！

(3) TA15钛合金在(α+β)相区铸造后的室温拉伸断口均为韧性断口
，随着铸造温度降低
，拉伸断口纤维区韧窝变深。。！