TA22钛合金是一种我国自主研发的近α型钛合金，其名义成分为Ti-3Al-1Mo-1Ni-1Zr，该合金拥有较高的塑韧性，中温热强性和高温悠久性，同时拥有优良的抗侵蚀性，可持久使用于海洋盐雾环境中，在舰船、、、海洋工程、、、化工等方面有宽泛的利用远景。。其加工机能优良，可选取通例铸造、、、挤压、、、轧制等步骤加工成棒、、、饼、、、环、、、板等产品。。目前，在多批次TA22钛合金锻棒和锻件的工业化出产中，发现其室温拉伸塑性和室温冲击机能均不能不变满足尺度的要求。。为解决现实问题，优化产品铸造出产工艺，有必要系统钻研TA22钛合金的铸造出产工艺、、、热处置制度以及组织与力学机能之间的匹配关系，以达到领导同类产品现实出产的主张。。

1、、、试验资料

试验选用我公司经两次VAR熔炼出产的TA22钛合金铸锭，铸锭直径为φ710mm，其化学成分如表1所示。。经金相法测定，其α+β/β相转变点为：945℃。。

表1 试验用TA22合金锭化学成分（wt%）

2、、、试验步骤

试验选取两种铸造工艺锻制φ150mm的制品棒材，具体规划如表2所示。。工艺A为原出产工艺，铸锭开坯后在β相区经2火次拔长铸造，α+β相区在β-(40～50)℃下经3～5火次拔长铸造，锻制成φ160～φ170mm棒坯；
；；工艺A在β相区锻比累积大于6.5，α+β相区锻比累积大于6。。工艺B为优化后出产工艺，铸锭开坯后在β相区经2火次大变形镦拔铸造，α+β相区在β-(30～40)℃下经1火次镦拔铸造和3～5火次拔长铸造，锻制成φ160～φ170mm棒坯。。工艺B在β相区锻比累积大于14，α+β相区锻比累积大于10。。棒坯机加去除氧化皮和理论缺点后得到φ150mm制品棒材。。

表2 TA22合金棒材铸造工艺规划

在制品棒材头部切取φ150mm×25mm横向样片，以观察棒材的R态低倍组织和边部、、、R/2处和心部的显微组织。。按表3中的3种热处置制度进行整体样片热处置后，在样片的R/2处取样检测横向力学机能，对比分析两种铸造工艺得到的棒材在3种热处置制度下力学机能的变动。。试验显微组织在Axiovert 200 MAT光学显微镜上观测，室温拉伸机能在Instron 5885电子全能资料试验机上进行，室温冲击韧性在JNS-300摆锤式冲击试验机上进行，断口描摹在日本电子JSM6480型电子显微镜进行观察。。

表3 TA22合金棒材热处置制度 

3、、、了局与分析

锻态棒材的凹凸倍组织

图1为两种工艺锻制的φ150mm规格TA22制品棒材的横向低倍组织。。 

图1 TA22钛棒材低倍组织由图1能够看出，两种工艺锻制的棒材低倍组织均未见任何清澈晶和显著的加工流线。。但工艺A锻制的棒材低倍整个截面存在较为显著的片状伪晶，伪晶粗壮且散布不均匀；
；；工艺B锻制的棒材低倍组织整个截面为齐全：，组织较工艺A的越发藐小，组织散布均匀一致。。

图2为工艺A锻制的φ150mm规格TA22制品棒材同截面分歧地位的横向高倍组织。。由图2能够看出，工艺A锻制的棒材高倍组织为两相区加工组织，晶粒粗壮，组织一致性较差；
；；边部、、、R/2和心部地位均能够看到散布在晶界的陆续或半陆续状的长条α相，晶内α相变形也很不充分，心部地位的部门α相已经趋向等轴化，但R/2和边部地位部门能够看到显著的晶体位向趋于一致的藐小片层α相。。别的，由于铸造温度较低，锻后组织平散布在β基体上析出的初生α含量较高。。

 图2 工艺A锻制的TA22棒材高倍组织图3为工艺B锻制的φ150mm规格TA22制品棒材同截面分歧地位的横向高倍组织。。由图3能够看出，提高铸造温度后，棒材组织为双态组织，组织散布均匀一致；
；；由于增大了锻比，棒材分歧地位的组织中均未见任何陆续或半陆续的晶界α相，初生α相称轴化水平较工艺A高，棒材边部组织由于终锻温度及冷却速度的影响，锻后组织中析出的初生α相较多，次生α相较少；
；；R/2处和心部的组织则因终锻温度较高冷却速度较慢，析出的初生α相较少，次生α相较多。。由于棒材心部冷却速度较R/2处更慢，心部组织中的层片状次生α相也较R/2处厚。。

图3 工艺B锻制的TA22棒材高倍组织

分析后以为，原工艺A锻制的棒材单相区和两相区变形不充足，铸锭开坯后仅有的2火次拔长铸造工艺由于锻比力小，坯料内部累积畸变能较小，原始β晶粒上形核和再结晶不充分，不能齐全破碎和细化原始粗壮的β晶粒，或者说破碎和细化的水平不够，较大的β晶粒在锻后冷却过程中，首先沿着β晶粒的天堑析出等轴的初生α相，接着沿晶内依分歧位向析出交叉或平行分列的层片状次生α相。。由于锻后空冷的冷却速度较缓慢，从晶界首先析出的等轴初生α相会随温度的降低逐步长大或荟萃，大量的高温β相随温度降低逐步转变为条状α相及β相，同时晶体内析出的层片状次生α相厚度也会不休增长。。因钛合金α相拥有较强的组织“遗传性”，粗壮的晶界α相和层片α相遗留至组织中，在两相区铸造变形量不充足时，晶界的条状α不能被齐全破碎、、、打断或使其等轴化，就会将部门平直或断续的晶界α相遗留至制品棒材中。。别的，锻后空冷过程中，析出的拥有一样位向的次生α相长度与粗壮的原始β晶粒尺寸成正比，β晶粒越大，慢速冷却下析出的次生α相越长，铸造变形时打乱其晶内位向分列一致的α组织所需的铸造比也就越大。。而粗壮的β晶：臀幌蛞恢碌木讦料嗍堑贾掳舨牡捅蹲橹鱿执肿澄本У闹匾。。当增长β相区锻比，增大坯料内部畸变能后，可促使原始β晶粒在晶界上形核和发展再结晶，有效减小和细化原始β晶粒的尺寸，从而节制和减小晶界初生α相与晶内次生α相的尺寸。。从而使晶体内部次生α相的位向分列越发易于打乱和破碎，减小坯料在α+β相区铸造时破碎和细化α相所需的总锻比，显著增长α相的细化水平，使坯料在α+β相区更易得到均匀的加工组织。。别的，工艺B提高加热温度后，提高了棒坯的终锻温度，使得初生α相析出削减，次生α相析出增多，锻后组织转变为双态组织。。

4、、、棒材的力学机能

工艺A和工艺B锻制的棒材样片整体按表1所示制度进行热处置后，力学机能如表4所示。。由表4能够看出，工艺A锻制的棒材经三种热处置制度处置后，室温强度均高于690MPa，逾越尺度值较多，但伸长率却不能齐全满足尺度要求，每个制度下的同组的两个试样间机能差距较大，抗拉强度最大差距为19MPa，伸长率差距最大为5%，面缩差距最大为11%，这与棒材的组织不均匀有关。。组织中长条晶界α相的存在会导致资料在塑性变形时位错和滑移易沿某一方向产生应力集中，优先形成裂纹源，从而导致强度、、、塑性显著降落；
；；室温冲击韧性除第一种热处置制度不合格外，其余两种热处置制度可满足尺度要求，个别试样的冲击韧性值甚至高达79J/cm2，但同组试样的两个数值差距也较大，另一个试样的冲击韧性值只有61J/cm2，这也是组织不均匀的反映。。

表4 分歧热处置制度下TA22合金棒材的力学机能 

将图1的四边形OABC中的矢量等式r= b+ a- c的双方作自身的点积(数量积)有：rr= bb+ aa+ cc+ 2(ba- bc- ac)，即r2= b2+ a2+ c2+ 2(bacφ- bccφ?ψ- accψ)，[(b2+ a2+ c2- r2)/ 2+ bacφ] /c= acψ+ bcψ?φ，

5、、、断口描摹

从表4能够看出，两种铸造工艺的棒材经850℃/1.5h?AC热处置后，其冲击机能均较其余两种热处置制度高。。为对比分析两种铸造工艺断裂韧性差距的原因，我们对经850℃/1.5h?AC热处置后棒材冲击试样的宏观和微观断口描摹进行了观察，具体如图4和图5所示。。

图4 TA22合金棒材的冲击断口宏观描摹 

图5 TA22合金棒材的冲击断口微观描摹

从图4和图5能够看出，经统一制度热处置后，工艺A和工艺B的冲击断口均呈灰暗色，有较多的韧窝，注明断裂均为韧性断裂。。断口描摹都能够观察到大量的韧窝，但工艺A的断口描摹中的韧窝巨细不一，而工艺B的断口描摹中韧窝巨细相对更均匀。。工艺A对应纤维区较工艺B小，放射区所占比例较大，韧窝的数量也较少，且存在显著的条状沟槽和扯破棱，这与其冲击机能阐发较低有较好的对应关系。。冲击断口均有3个区域，别离为纤维区、、、放射区和剪切唇。。随着断口上纤维区面积的减小，冲击断裂能量产生急剧降落，所以断口上纤维区的巨细能够定性的反映试样冲击机能的曲直。。TA22为近α合金，韧窝形成地位为α/β相的截面处，断裂时韧窝形成越大、、、越深，则批注其塑性变形能力越好。。因而，工艺B得到的藐小、、、均匀的双态组织比工艺A得到的不均匀的两相区加工组织阐发出了更好的断裂韧性。。结论⑴选取大变形镦拔工艺，使坯料在β相区总锻比大于14，α+β相区总锻比大于10，可改善棒材粗壮的低倍伪晶问题，使其为齐全：；
；；同时，增长了棒材显微组织中初生α相的等轴化趋向，无任何长条或陆续的晶界α相，组织越发藐小均匀。。⑵室温机能差距大是组织不均匀的反映，均匀藐小的双态组织机能不变性较好；
；；经850℃/1.5h?AC热处置后，棒材的强塑性匹配最佳，可在提高抗拉强度的同时提高冲击韧性值。。⑶两种工艺下冲击机能均为韧性断裂，工艺B得到的藐小、、、均匀的双态组织比工艺A得到的不均匀的两相区加工组织阐发出了更好的断裂韧性。。