全溫度區(qū)間退火調(diào)控TA15鈦合金組織-性能關(guān)聯(lián)機(jī)制：斷口從韌性韌窩轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈越饫硖卣?，建立完整“退火工?相組成-力學(xué)性能”關(guān)系，填補(bǔ)β單相區(qū)退火研究空白，為航空發(fā)動機(jī)壓氣機(jī)盤等關(guān)鍵構(gòu)件選材提供支撐

引言

鈦合金作為21世紀(jì)重要的戰(zhàn)略金屬材料，憑借其獨(dú)特的性能優(yōu)勢在高端裝備制造領(lǐng)域占據(jù)著不可替代的地位。該材料最顯著的特征在于其優(yōu)異的比強(qiáng)度(可達(dá)鋁合金的1.5倍)、出色的耐蝕性(特別是在含氯介質(zhì)中)以及完全無磁性的特點(diǎn)，使其成為航空航天飛行器減重增效的理想選擇[1,2]。研究表明[3,4]，現(xiàn)代商用飛機(jī)中鈦合金用量已占結(jié)構(gòu)重量的8%~15%，而在新一代戰(zhàn)機(jī)中這一比例更是高達(dá)25%~30%，充分展現(xiàn)了其巨大的應(yīng)用價值和發(fā)展?jié)摿Α?/p>

TA15鈦合金(名義成分為Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V)作為近a型鈦合金的代表，該合金在500℃高溫仍能保持400MPa以上的高溫強(qiáng)度，同時具備優(yōu)良的熱加工塑性[5]。這些特性使其在航空發(fā)動機(jī)壓氣機(jī)盤、艦船用耐壓殼體以及賽車傳動部件等關(guān)鍵領(lǐng)域獲得廣泛應(yīng)用。TA15合金已占我國航空用鈦合金總量的35%以上，充分證明了其在工程應(yīng)用中的重要地位。隨著材料制備技術(shù)的進(jìn)步，該合金的應(yīng)用范圍正逐步向能源裝備和醫(yī)療器械等領(lǐng)域擴(kuò)展，展現(xiàn)出更廣闊的市場前景[6]。

由于TA15鈦合金的應(yīng)該較為廣泛，已有大量學(xué)者對其進(jìn)行研究報道，例如任偉寧等研究了熱處理工藝對TA15鈦合金熱擠壓管材顯微組織及性能的影響，發(fā)現(xiàn)TA15鈦合金熱擠壓管材在退火處理時，部分顯微組織在650~750℃發(fā)生再結(jié)晶，在800~850℃退火時，完全再結(jié)晶，初生a相比例降低。袁飛等[8]研究了熱處理工藝對TA15鈦合金力學(xué)性能和耐磨性的影響，發(fā)現(xiàn)經(jīng)雙重退火后的TA15鈦合金具有最佳綜合性能，其組織由初生a、編織交錯的片狀a和少量β轉(zhuǎn)變基體構(gòu)成。慎松等  [9]研究了熱處理對增材制造TA15合金微觀組織及力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)隨著退火處理溫度升高到，TA15合金的晶粒尺寸增大，KAM角度差減小，伸長率增加，而抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度降低。

發(fā)現(xiàn)目前關(guān)于TA15鈦合金熱處理工藝的研究較多，但現(xiàn)有研究主要集中于α+β兩相區(qū)退火工藝，而對β單相區(qū)退火處理的研究明顯不足。為突破這一局限，本研究退火溫度范圍擴(kuò)展至β單相區(qū)，系統(tǒng)研究了從兩相區(qū)到單相區(qū)全溫度范圍內(nèi)的組織演變規(guī)律。重點(diǎn)探討了不同熱處理溫度區(qū)間的組織演變以及力學(xué)性能。該研究不僅填補(bǔ)了TA15鈦合金單相區(qū)溫度退火研究的空白，更為建立完整的“工藝-組織-性能”關(guān)系提供重要依據(jù)，對拓展該合金在工程應(yīng)用具有重要指導(dǎo)價值。

一、實(shí)驗

本研究以TA15鈦合金熱軋棒材為試樣材料。在原料選擇方面，選用粒徑為0.83mm~1.25mm的小顆粒海綿鈦和Al-Mo、Al-Zr、Al-Si中間合金作為初始材料?；诿x成分進(jìn)行配料計算。棒材制備方面，首先將原材料制成自耗電極，再經(jīng)三次VAR熔煉制成鈦合金鑄錠，最后采用多火次鍛造工藝(始鍛溫度1150℃，終鍛溫度不低于850℃)，通過β相區(qū)開坯和兩相區(qū)精鍛相結(jié)合的方式，將鑄錠加工成Φ130mm的棒材。經(jīng)ICP光譜分析，TA15鈦合金棒材的具體化學(xué)成分為(質(zhì)量分?jǐn)?shù)%):Al6.55、Mo1.71、V2.22、Zr2.24、O0.14、Ti余量。針對TA15鈦合金的相變特性，本研究采用差示掃描量熱法(DSC)結(jié)合金相觀察測定其β轉(zhuǎn)變溫度。測試結(jié)果顯示，TA15鈦合金的β轉(zhuǎn)變溫度為993℃?；谠摝罗D(zhuǎn)變溫度，設(shè)計系統(tǒng)的退火工藝方案(見表1)，其設(shè)置包含從兩相區(qū)到單相區(qū)溫度范圍,所有試樣均采用空冷(AC)方式進(jìn)行冷卻。

退火熱處理完成后，對試樣進(jìn)行微觀組織和力學(xué)性能測試。微觀組織方面，依次使用

240#至2000#砂紙進(jìn)行精細(xì)研磨,隨后采用氧化鋁懸浮液拋光至鏡面狀態(tài)，并使用腐蝕液(HF:HNO3:H2O=1:3:6)進(jìn)行腐蝕處理，微觀組織觀察在SUPRA 55場發(fā)射掃描電鏡下完成，確保獲得清晰的組織形貌圖像。力學(xué)性能測試嚴(yán)格遵循GB/T228.1-2021標(biāo)準(zhǔn)，通過加工的拉伸試樣在INSTRON試驗機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸測試，所有分析測試均沿棒材縱向方向進(jìn)行，為確保數(shù)據(jù)可靠性，每組測試條件均設(shè)置三個拉伸試樣。

表1退火處理制度

二、試驗結(jié)果與討論

1.顯微組織

圖1呈現(xiàn)了TA15鈦合金在不同退火溫度下的顯微組織演變規(guī)律。通過對比分析可以發(fā)現(xiàn)，退火溫度為940℃時(圖1a)，組織呈現(xiàn)出典型的雙態(tài)組織特征,等軸狀的初生α相(位置A))均勻分布在基體中，同時基體內(nèi)分布著大量細(xì)小的針狀次生α相(位置B)。這種組織特征的形成原因為:加熱過程中α相轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?，而在空冷過程中，會使β相通過擴(kuò)散型相變分解為次生  α相。此外，相對較慢的冷卻速率不足以引發(fā)馬氏體相變，因此組織中未觀察到  α ′相的存在，這與水淬等快速冷卻條件下獲得的組織形貌存在本質(zhì)區(qū)別。隨著退火溫度升高至960℃(圖1b)，初生a相體積分?jǐn)?shù)有所降低，但其等軸形貌特征保持穩(wěn)定。當(dāng)溫度進(jìn)一步升至980℃(圖1c)時，組織演變呈現(xiàn)兩個顯著特征:次生  α相數(shù)量明顯增多，形成致密的網(wǎng)狀分布，且初生  α相含量進(jìn)一步減少,這種變化表明溫度升高顯著促進(jìn)了a相的溶解和β相的轉(zhuǎn)變。當(dāng)退火溫度達(dá)到1000℃時(圖1d)，組織發(fā)生根本性轉(zhuǎn)變，組織中初生α相完全溶解,并形成粗大的β晶粒，且在β晶界和晶內(nèi)析出典型的魏氏體  α相集束。這種組織演變過程遵循特定的溶解動力學(xué):在加熱過程中，尺寸較小、曲率半徑較大的  α相粒子優(yōu)先溶解，隨后較大尺寸的  α相逐漸消失。

次生  α相的形成與演化過程受基體化學(xué)成分和熱力學(xué)條件的協(xié)同調(diào)控，具體表現(xiàn)為α穩(wěn)定化元素濃度梯度與冷卻動力學(xué)參數(shù)的共同作用  [10]。在相對低溫退火條件下，β相基體中α穩(wěn)定化元素處于欠飽和狀態(tài)，這種熱力學(xué)平衡使β相保持較高的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性。在此狀態(tài)下進(jìn)行冷卻時，由于元素擴(kuò)散驅(qū)動力不足，β→α相變僅能發(fā)生在初生α相/β相界面等能量有利位置，導(dǎo)致次生α相析出數(shù)量有限。當(dāng)退火溫度升高后，β相中α穩(wěn)定化元素的固溶度顯著提升，形成過飽和固溶體。在此熱力學(xué)條件下實(shí)施冷卻處理，  α穩(wěn)定化元素的擴(kuò)散勢壘明顯降低。根據(jù)相變熱力學(xué)理論，系統(tǒng)吉布斯自由能差驅(qū)動溶質(zhì)原子發(fā)生長程擴(kuò)散，通過形核-長大機(jī)制在β相基體內(nèi)部形成大量次生  α相  [11]。

2.拉伸性能

圖2系統(tǒng)展示了TA15鈦合金在不同退火溫度條件下的力學(xué)性能演變規(guī)律。實(shí)驗數(shù)據(jù)顯示，當(dāng)退火溫度處于940℃~960℃區(qū)間時，合金的抗拉強(qiáng)度(Rm)和屈服強(qiáng)度(Rp0.2)保持相對穩(wěn)定，而當(dāng)退火溫度升至980℃時，材料強(qiáng)度呈現(xiàn)階梯式增長，Rm和Rp0.2分別較960℃處理態(tài)有明顯提升。而采用1000℃高溫退火時，合金表現(xiàn)出顯著的強(qiáng)化效果，Rm達(dá)到1020 MPa，Rp0.2達(dá)到970MPa。然而，強(qiáng)度提升的同時，材料的斷裂伸長率(A)則不斷降低。因此，TA15鈦合金的力學(xué)性能表現(xiàn)出明顯的溫度依賴性:在退火溫度升高過程中，強(qiáng)度參數(shù)與退火溫度呈正相關(guān)，而塑性指標(biāo)則與溫度呈負(fù)相關(guān)。

TA15鈦合金的力學(xué)性能演變與其微觀組織特征存在顯著的構(gòu)效關(guān)系，可以通過不同退火溫度下的相組成演變和缺陷結(jié)構(gòu)特征來解釋。當(dāng)采用940℃~960℃相對低溫退火時，顯微組織保留了約60%~65%體積分?jǐn)?shù)的初生α相。這種具有密排六方結(jié)構(gòu)的初生α相提供了{(lán)10-12}<10-11>、{11-22}<11-23>等多個滑移系，在變形初期即可有效激活多系滑移，促進(jìn)位錯的均勻運(yùn)動和塑性協(xié)調(diào)，從而使合金表現(xiàn)出優(yōu)異的塑性變形能力。然而，這種以初生a相為主導(dǎo)的組織結(jié)構(gòu)由于缺乏有效的強(qiáng)化相，導(dǎo)致其強(qiáng)度水平相對較低。

當(dāng)退火溫度升高至980℃~1000℃時，組織演變呈現(xiàn)三個顯著特征:首先，初生a相含量銳減至30%以下;其次，β相區(qū)在冷卻過程中析出大量次生a相;第三，組織中出現(xiàn)粗大β晶粒。這種組織結(jié)構(gòu)變化對力學(xué)性能產(chǎn)生多重影響:一方面，高密度的次生a相作為有效的位錯障礙物，在位錯運(yùn)動過程中產(chǎn)生強(qiáng)烈的位錯集中效應(yīng)，即組織在變形過程中會形成位錯環(huán)和塞積群，起到顯著的強(qiáng)化作用[13]。另一方面，β晶粒的粗化顯著降低了晶界強(qiáng)化效果，同時粗大β晶粒內(nèi)較少的晶界數(shù)量使位錯積累產(chǎn)生的應(yīng)力集中難以通過晶界滑移來釋放，導(dǎo)致裂紋優(yōu)先在a/β相界面萌生，并在粗大β晶粒內(nèi)快速擴(kuò)展，這是導(dǎo)致塑性指標(biāo)急劇下降的主要原因。

綜上所述，這種強(qiáng)度-塑性的反向變化規(guī)律本質(zhì)上反映了金屬材料中常見的強(qiáng)度-塑性倒置關(guān)系。通過精確控制退火溫度來調(diào)控初生a相和次生a相的相對含量及分布特征，可以實(shí)現(xiàn)TA15鈦合金力學(xué)性能的定向設(shè)計。

3.拉伸斷口

圖3系統(tǒng)呈現(xiàn)了TA15鈦合金在不同退火溫度下的斷口表面形貌特征。顯微分析表明，經(jīng)940℃(圖3a)和960℃(圖3b)處理的試樣斷口表現(xiàn)出相似的斷裂學(xué)特征，主要表現(xiàn)為斷口表面主要由等軸韌窩(位置C)覆蓋，局部區(qū)域出現(xiàn)少量解理臺階(位置D)。這種斷口形貌的形成可歸因于塑性變形過程中的多尺度演化機(jī)制，即在拉伸載荷作用下，位錯首先在初生a相晶粒內(nèi)滑移，并在a/β相界面處產(chǎn)生應(yīng)力集中。隨著應(yīng)變增加，這些應(yīng)力集中區(qū)域會誘發(fā)微孔形核。而新形成的微孔會通過位錯吸收機(jī)制(微孔吸收周圍位錯導(dǎo)致體積膨脹)以及位錯再生機(jī)制(微孔附近的應(yīng)力集中重新激活位錯源，產(chǎn)生新的位錯)進(jìn)行轉(zhuǎn)變，當(dāng)相鄰微孔間的韌帶厚度減小至臨界尺寸時，會發(fā)生微孔連通，最終在斷口表面形成典型的韌窩形貌[14]。根據(jù)斷裂力學(xué)理論，這種高密度、大深度的韌窩結(jié)構(gòu)直接反映了材料優(yōu)異的塑性變形能力。這一結(jié)果與圖2所示的力學(xué)性能數(shù)據(jù)吻合，證實(shí)了低溫退火處理能有效保持TA15鈦合金的塑性性能。

而經(jīng)980℃(圖3c)和1000℃(圖3d)退火處理的試樣斷口形貌呈現(xiàn)不同的形貌特征。首先，韌窩數(shù)量較低溫退火處理后明顯減少;其次，此時斷口呈現(xiàn)出典型的脆性斷裂特征，主要由巖石狀形貌構(gòu)成，且斷口表面出現(xiàn)大量解理臺階和撕裂棱(位置E)。

這種斷裂形貌的轉(zhuǎn)變主要由微觀組織演變造成，退火溫度升高會導(dǎo)致合金斷裂機(jī)制發(fā)生轉(zhuǎn)變，組織中形成的高密度次生α相作為強(qiáng)障礙物，會顯著提高位錯運(yùn)動阻力。其雖然增強(qiáng)材料強(qiáng)度，但也導(dǎo)致組織中的位錯塞積產(chǎn)生局部應(yīng)力集中，塑性變形難以在晶粒間協(xié)調(diào)，裂紋更易在α/β相界面萌生，進(jìn)而發(fā)生脆性斷裂。此外，單相區(qū)退火后形成的粗大β晶粒會進(jìn)一步加劇了組織脆化傾向，晶界總面積減少限制了位錯吸收能力，導(dǎo)致合金更加容易發(fā)生脆性斷裂。這種斷裂模式從韌性主導(dǎo)到脆性主導(dǎo)的轉(zhuǎn)變，與圖2所示的力學(xué)性能變化一致。

三、結(jié)論

1.在相對低溫  (940℃～ 960℃)退火處理條件下，材料主要由初生α相和少量次生α相組成。隨著退火溫度上升至980℃~1000℃，顯微組織發(fā)生顯著轉(zhuǎn)變:初生α相逐漸溶解，其體積分?jǐn)?shù)隨溫度升高而降低，次生α相的析出數(shù)量明顯增加，當(dāng)退火溫度達(dá)到β單相區(qū)時，顯微組織中出現(xiàn)明顯β晶粒。

2.當(dāng)退火溫度處于940℃~960℃區(qū)間時，合金的抗拉強(qiáng)度(Rm)和屈服強(qiáng)度(Rp0.2)保持相對穩(wěn)定，而當(dāng)退火溫度升至980℃時，材料強(qiáng)度呈現(xiàn)階梯式增長，Rm和Rp0.2分別較960℃處理態(tài)有明顯提升。而采用  1000 ℃高溫退火時,合金表現(xiàn)出顯著的強(qiáng)化效果。

3.TA15鈦合金的斷口特征隨退火溫度呈現(xiàn)顯著差異。在低溫?zé)崽幚項l件下，斷口表面以高密度韌窩為主要形貌特征，同時存在少量解理斷裂區(qū)域。當(dāng)采用高溫?zé)崽幚砉に嚂r，斷裂模式發(fā)生明顯轉(zhuǎn)變，表現(xiàn)為典型的解理斷裂特征，包括明顯的解理臺階和巖石形貌，整體呈現(xiàn)脆性斷裂形貌。

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（注，原文標(biāo)題：退火工藝對TA15鈦合金組織與力學(xué)性能的影響）