TA15鈦合金作為一種與俄羅斯BT20鈦合金相似的近α鈦合金，其名義成分為Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V，具有較高的比強度、抗蠕變性、耐蝕性以及良好的焊接性能，能在500℃以上的工作環境中穩定工作，是制造航空發動機壓氣機盤、葉片等重要部件的關鍵材料，在航空航天領域占據著不可或缺的地位。

本文基于提供的5篇關于TA15鈦合金的研究論文，從熱連軋工藝、電子束焊接接頭高周疲勞性能、熱處理對激光選區熔化增材制造的影響、雜質成分的影響以及焊接順序對壁板焊接變形的影響等多個方面展開深入探討。通過整合各論文中的核心數據與研究結論，系統分析不同工藝參數和條件對TA15鈦合金組織與性能的作用規律，為該合金的生產加工、性能優化及工程應用提供全面且專業的理論依據和實踐參考。

本文將按照熱連軋工藝、電子束焊接接頭高周疲勞性能、熱處理對激光選區熔化增材制造的影響、雜質成分的影響、焊接順序對壁板焊接變形的影響的順序依次論述，最后進行全文總結，歸納TA15鈦合金的關鍵特性及各工藝因素的影響規律，以期為相關領域的研究與應用提供便利。

一、TA15鈦合金棒材的熱連軋工藝

（一）實驗過程

Gleeble熱模擬試驗試驗采用直徑25mm的TA15鈦合金小圓棒，經800℃退火處理1.5h后，機械加工成直徑8mm×12mm的壓縮試樣，試樣上下兩端加工成直徑7mm×0.2mm的淺槽，添加BN潤滑劑以減少摩擦。在Gleeble3800熱/力模擬試驗機上進行壓縮試驗，加熱速度為5℃/s，至設定壓縮溫度后保溫3min，然后進行等溫壓縮。變形溫度分別為800、850、900、950、1000和1050℃，應變速率分別為0.01、0.1、1和10s?1，由計算機自動控制變形過程并采集數據，最終得到TA15鈦合金高溫壓縮變形的真應力-真應變曲線。

熱連軋工藝設計結合Gleeble熱模擬試驗結果，設計熱連軋工藝的關鍵參數，包括坯料加熱溫度、連軋入口變形溫度、連軋速率、連軋總變形量等。具體工藝流程為：三次真空自耗熔煉成直徑860mm的鑄錠→鍛至80mm×80mm×80mm→打磨去除缺陷→在高合金鋼生產線連續軋制成直徑20mm的成品→磨光→探傷→取樣、檢測性能和組織→合格入庫。

（二）試驗結果與分析

Gleeble熱模擬試驗結果由真應力-真應變曲線可知，TA15鈦合金高溫壓縮變形時，流變應力變化呈現以下規律：在峰值點之前，應力隨應變量的增加近線性迅速增大；應變速率一定時，隨著變形溫度的升高，峰值點呈下降趨勢；溫度一定時，隨著變形速率的增大，峰值點呈上升趨勢。此外，隨著變形溫度的升高，材料的流動應力逐漸降低，在800~950℃溫度范圍內，材料的流變應力到達峰值之后總體呈下降趨勢，主要軟化機制可能是動態再結晶；在950~1050℃時，材料的流動應力幾乎穩定在一定值，表現出動態回復的特征。

熱連軋棒材試驗結果根據熱模擬試驗結果，考慮變形溫度與變形抗力的關系及熱連軋溫升的影響，將變形溫度設定在850~950℃，對兩批直徑20mm的TA15鈦合金棒材進行試驗，兩批棒材軋制變形量相同，均在兩相區軋制，但工藝2的軋入口溫度較工藝1高45℃，使表面質量得到改善，而組織和性能變化不大。

不同軋制工藝獲得的TA15鈦合金棒材性能檢測結果如下表所示：

從表中可以看出，不同軋制工藝得到的TA15鈦合金小規格棒材的常規力學性能都能滿足相應的技術要求。三種工藝的室溫強度、室溫塑性與500℃高溫性能相當；而兩種熱連軋工藝生產的棒材沖擊韌性高于橫列式軋制工藝生產的棒材，但室溫屈服強度低于后者。

從顯微組織來看，采用兩種熱連軋工藝生產的TA15鈦合金棒材組織主要由初生等軸α相、片狀的次生α相和β相組成，其中40%~50%為等軸α相。由于連軋一火成材，變形速度快、變形量大，引起軋制過程中棒材溫升嚴重，造成一部分初生α相熔解，在隨后的冷卻過程中變成不穩定的β相，通過退火分解成片狀的次生α相，形成雙態組織，其強度、塑性和沖擊韌性匹配較好。傳統橫列式軋制方式生產的TA15鈦合金棒材組織中，等軸α相含量達到90%以上，基本沒有變形溫升，強度、塑性等均較好，但沖擊韌性相對較低。

二、TA15鈦合金電子束焊接接頭高周疲勞性能研究

（一）試驗材料與方法

試驗材料試驗采用TA15板材、厚度為a的電子束焊接厚板和厚度為b的電子束焊接厚板（簡稱“焊接接頭a”和“焊接接頭b”），焊縫位于試件橫向對稱軸線處，為橫向對接焊縫，與載荷方向垂直。TA15鈦合金的化學成分如下表所示：

試驗方法高周疲勞試驗選用棒狀試樣，在室溫空氣環境中進行，試驗頻率f=100Hz，加載波形為正弦波，加載方式為軸向拉-拉，應力比R=0.1，條件疲勞極限指定壽命為10?周，試驗參照國標GB3075-2008《金屬材料疲勞試驗軸向力控制方法》，使用PLG-100C高頻疲勞試驗機。采用捷克TESCAN型金相顯微鏡觀察疲勞斷口，分析TA15母材、焊接接頭a和焊接接頭b疲勞斷口的特征。

疲勞試驗的S-N曲線由兩部分構成：一是用常規成組試驗法測疲勞曲線的斜線部分，每根試樣在選定的應力水平下進行循環拉伸試驗直至破壞，得到其疲勞壽命（N?）；二是用升降法測疲勞曲線的水平部分，求得耐久極限應力。

（二）試驗結果與分析

中值疲勞壽命測定具有50%可靠度的中值疲勞壽命，計算子樣平均值和子樣方差，檢驗應力水平下的壽命觀測值個數是否滿足條件。得到TA15棒狀母材、棒狀焊接接頭a和棒狀焊接接頭b的S-N曲線，結果表明電子束焊對TA15鈦合金的高周疲勞性能影響極小，在低應力段疲勞壽命有所提高，說明電子束焊接是一種適合鈦合金厚板結構的焊接方式。

安全疲勞壽命假設TA15焊接接頭對數疲勞壽命遵循正態分布，存活率P的對數安全壽命x?可表示為x?=μ+μ?σ，其中μ為對數疲勞壽命母體平均值，σ為對數疲勞壽命母體標準差，μ?是與存活率P對應的標準正態偏差。取存活率P=99%，置信度為95%，擬合得到焊接接頭a和焊接接頭b的P-S-N曲線。

疲勞極限應力根據公式σ??=（1/n*）∑n?σ?，求得TA15母材、焊接接頭a和焊接接頭b室溫下、疲勞壽命超過1.0×10?次的耐久極限應力值分別為452.67MPa、443.43MPa和439.70MPa，焊接接頭a和焊接接頭b的耐久極限應力相對母材分別下降2.0%和2.9%，表明TA15母材及其電子束焊接接頭具有較好的抗高周疲勞性能。

疲勞斷口微觀形貌與疲勞壽命的相關性

疲勞斷口全貌：疲勞斷口均由裂紋源區、裂紋擴展區和瞬斷區組成，斷口較粗糙，由于斷口的多次摩擦，裂紋源區相對光滑，裂紋擴展區面積較大，推斷疲勞壽命較長。

疲勞源區：母材疲勞源區有脆性夾雜物，焊接接頭a的裂紋起源于幾個分散的氣孔，焊接接頭b的疲勞源于試樣表面下的一些冷隔，說明微觀缺陷對裂紋的萌生影響較大。

裂紋擴展區：母材組織為細晶粒且均勻的等軸α相，焊縫區為粗大的β晶粒及針狀α氏體，母材的疲勞條紋間距小于焊縫區，表明母材的抗疲勞裂紋擴展能力更強。

瞬斷區形貌：材料應力較高、較脆時，瞬斷區面積較大；應力較低、韌性較大時，瞬斷區面積較小。疲勞壽命較低的瞬斷區面積大，疲勞壽命高的瞬斷區面積小。

焊縫組織：在低應力區域，TA15的兩種電子束焊接件的疲勞壽命與母材相當或偏高一些，因為當微觀缺陷對焊縫的疲勞裂紋萌生影響很小時，焊縫中均勻分布的β氏體使焊縫的強度大于母材。

三、熱處理對激光選區熔化增材制造TA15鈦合金組織與性能的影響

（一）實驗過程

實驗材料與設備試驗所用TA15鈦合金粉末粒徑在15~53μm之間，使用前進行真空烘干（120℃/2h）。SLM成形基板為TA15鈦合金板材，成形過程對基板進行預熱，預熱溫度為100~200℃。TA15鈦合金的相變溫度點約在985℃，據此設置一系列熱處理退火制度如下表所示：

測試方法利用SX-4-10型箱式電阻爐對試樣進行熱處理，采用金相顯微鏡、掃描電子顯微鏡等觀察試樣組織，進行拉伸性能測試。

（二）結果與分析

沉積態組織SLM成形TA15鈦合金沉積態試樣外觀無開裂現象，組織為粗大的呈外延生長的β柱狀晶，沿沉積方向生長且貫穿多個熔覆層，呈明暗交替現象。β柱狀晶內存在大量的細小針狀馬氏體α'相，具備高縱橫比特征，與β柱狀晶晶界的夾角約成±45°。XRD分析結果表明，SLM成形TA15沉積態試樣的主要組成相為馬氏體α'相。

退火態組織當退火溫度在750~950℃之間時，SLM成形TA15試樣組織均為外延生長的β柱狀晶，在較低溫度（750℃、800℃）下退火，β柱狀晶內的細針狀α'馬氏體數量未減少；隨著溫度升高，α'相數量開始減少，900℃和950℃時，初生β柱狀晶晶界逐漸模糊以至消失，細針狀α'馬氏體也隨之消失。1000℃時，β柱狀晶徹底消失，轉變為等軸狀、近等軸狀的β晶粒，晶粒內部出現集束狀的魏氏α+β板條，發生相轉變。

掃描電子顯微鏡分析顯示，750℃時，組織為針狀馬氏體α'相和彌散分布的白色顆粒狀β相；800℃時，馬氏體α'相逐漸向板條狀α相轉變，析出更多白色顆粒狀β相；850℃時，細長針狀馬氏體α'相全部轉變為細小層片狀α相，呈現編織狀網籃組織形貌，顆粒狀β相形成斷續島狀；900℃時，島狀β相互相連接形成連續分布的β相板條，層片狀α相變長且尺寸略微粗化；950℃時，α相和β相均顯著粗化并呈網籃分布，部分α相呈現等軸化；1000℃時，組織由網籃狀全部轉變為粗大的魏氏集束狀板條，組織不均勻性顯著降低。

力學性能挑選沉積態、850℃/2h/FC、900℃/2h/FC、950℃/2h/FC熱處理后的試樣進行拉伸性能測試，結果表明：未經熱處理的沉積態橫向試樣抗拉強度為1259MPa，延伸率為7.3%；縱向試樣抗拉強度為1095MPa，延伸率僅為2.6%，存在明顯的力學性能各向異性。

退火后，隨著退火溫度升高，橫向和縱向試樣抗拉強度均呈下降趨勢，延伸率均呈增加趨勢。850℃/2h/FC熱處理后，橫向試樣抗拉強度為1138MPa，延伸率增至10.4%；縱向試樣抗拉強度為1065MPa，延伸率增至10.8%，力學性能各向異性明顯改善。900℃退火后，試樣抗拉強度進一步下降，縱向試樣延伸率增至11.3%，橫向試樣延伸率降至8.1%。繼續升高溫度，抗拉強度進一步下降，延伸率進一步增加。綜合來看，850℃/2h/FC退火熱處理制度更適用于改善SLM成形TA15試樣的綜合力學性能。

四、雜質成分對TA15鈦合金力學性能和微觀組織的影響

（一）實驗過程

試驗材料為三爐雜質成分不同的直徑14mmTA15鈦合金棒材，采用相同冶煉工藝和熱加工工藝，經相同熱處理制度退火后，測試室溫拉伸、高溫拉伸、持久、沖擊性能，并利用光學顯微鏡、掃描電鏡和透射電鏡觀察分析微觀組織結構。

（二）試驗結果與分析

化學成分與相變點三種成分的主要合金元素控制在中線，雜質元素含量不同：成分1的雜質元素N、O、Fe均為海綿鈦中帶入；成分2在成分1基礎上提高O、Fe含量；成分3在前兩種成分基礎上又提高N含量。具體成分如下表所示：

由于O、N是α穩定元素，提高相變點；Fe是β穩定元素，降低相變點，因此不同成分的相變點不同，成分3相變點最高，成分1最低。

力學性能三種成分的試樣力學性能存在較大差別：

室溫拉伸強度：屈服強度和抗拉強度隨O、N、Fe含量增加而逐漸提高，成分3的斷面收縮率比成分1和成分2低20%左右。

500℃拉伸強度：成分1的屈服強度和抗拉強度低于后兩種成分，成分2和成分3相差不大；斷面收縮率變化趨勢與室溫相同。

500℃持久強度：成分1的持久強度較差，不滿足技術標準，成分2和成分3均能滿足。

室溫沖擊：隨O、N、Fe含量增加，室溫沖擊值逐漸降低。

微觀組織三種成分的試樣退火后均為兩相雙態組織，由等軸或球狀的初生α相和β轉變組織組成，但初生α相的含量、尺寸以及β轉變基體上次生α相的含量、長短存在差異。成分1的初生α相含量最多，但大小不均勻；成分2的初生α相尺寸最小且均勻；成分1的次生α相既有長條狀也有短棒狀，尺寸較寬；成分2的黑色β轉變基體較多，條狀次生α相均勻且為短棒狀；成分3的球狀初生α相顆粒均勻，條狀次生α相較細。

五、焊接順序對TA15鈦合金壁板焊接變形的影響

（一）試驗與有限元計算

丁字形接頭TIG穿透焊焊接試驗母材為TA15鈦合金，焊絲牌號為TA0-1（Φ1.6mm），平板尺寸為200mm×200mm×2.5mm，筋條尺寸為200mm×10mm×1.5mm。焊前清洗待焊區域，將筋條插入預制工裝槽中，平板置于其上后，在背部進行TIG填絲焊，焊接工藝參數：電流350~370A，電壓8~10V，焊速0.08~0.105m/min，送絲速度0.25~0.45m/min，焊槍保護氣體流量10L/min。

殘余應力測試采用壓痕應變法測量丁字形接頭焊接試板的殘余應力，使用KJS-3P型壓痕應力測試儀，按照GB/T24179-2009標準，應變片為BA120-1BA(11)-ZKY型雙向應變花。

壁板有限元模型利用有限元軟件SYSWELD建立壁板結構的焊接有限元模型，長桁與蒙皮厚度分別為1.5mm和2.5mm，焊縫區域網格劃分較密，遠離焊縫區域較疏。模型中單元由1D單元、2D單元和3D實體單元組成，分別用于設置焊接軌跡、劃分計算區域表面和計算溫度場及應力應變場。

焊接熱源模型選用雙橢球體分布熱源模型，前、后半橢球體能量分數分別是f?和f?，且f?+f?=2，熱流分布公式如下：

式中，Q為熱輸入功率，Q=ηUI，η為電弧熱效率，取50%。