全溫度區間退火調控TA15鈦合金組織-性能關聯機制：斷口從韌性韌窩轉變為脆性解理特征，建立完整“退火工藝-相組成-力學性能”關系，填補β單相區退火研究空白，為航空發動機壓氣機盤等關鍵構件選材提供支撐

引言

鈦合金作為21世紀重要的戰略金屬材料，憑借其獨特的性能優勢在高端裝備制造領域占據著不可替代的地位。該材料最顯著的特征在于其優異的比強度(可達鋁合金的1.5倍)、出色的耐蝕性(特別是在含氯介質中)以及完全無磁性的特點，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]，現代商用飛機中鈦合金用量已占結構重量的8%~15%，而在新一代戰機中這一比例更是高達25%~30%，充分展現了其巨大的應用價值和發展潛力。

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以上的高溫強度，同時具備優良的熱加工塑性[5]。這些特性使其在航空發動機壓氣機盤、艦船用耐壓殼體以及賽車傳動部件等關鍵領域獲得廣泛應用。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用中的重要地位。隨著材料制備技術的進步，該合金的應用范圍正逐步向能源裝備和醫療器械等領域擴展，展現出更廣闊的市場前景[6]。

由于TA15鈦合金的應該較為廣泛，已有大量學者對其進行研究報道，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，發現TA15鈦合金熱擠壓管材在退火處理時，部分顯微組織在650~750℃發生再結晶，在800~850℃退火時，完全再結晶，初生a相比例降低。袁飛等[8]研究了熱處理工藝對TA15鈦合金力學性能和耐磨性的影響，發現經雙重退火后的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轉變基體構成。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性能的影響，發現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，而抗拉強度和屈服強度降低。

發現目前關于TA15鈦合金熱處理工藝的研究較多，但現有研究主要集中于α+β兩相區退火工藝，而對β單相區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展至β單相區，系統研究了從兩相區到單相區全溫度范圍內的組織演變規律。重點探討了不同熱處理溫度區間的組織演變以及力學性能。該研究不僅填補了TA15鈦合金單相區溫度退火研究的空白，更為建立完整的“工藝-組織-性能”關系提供重要依據，對拓展該合金在工程應用具有重要指導價值。

一、實驗

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。基于名義成分進行配料計算。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相區開坯和兩相區精鍛相結合的方式，將鑄錠加工成Φ130mm的棒材。經ICP光譜分析，TA15鈦合金棒材的具體化學成分為(質量分數%):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)結合金相觀察測定其β轉變溫度。測試結果顯示，TA15鈦合金的β轉變溫度為993℃。基于該β轉變溫度，設計系統的退火工藝方案(見表1)，其設置包含從兩相區到單相區溫度范圍,所有試樣均采用空冷(AC)方式進行冷卻。

退火熱處理完成后，對試樣進行微觀組織和力學性能測試。微觀組織方面，依次使用

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

表1退火處理制度

二、試驗結果與討論

1.顯微組織

圖1呈現了TA15鈦合金在不同退火溫度下的顯微組織演變規律。通過對比分析可以發現，退火溫度為940℃時(圖1a)，組織呈現出典型的雙態組織特征,等軸狀的初生α相(位置A))均勻分布在基體中，同時基體內分布著大量細小的針狀次生α相(位置B)。這種組織特征的形成原因為:加熱過程中α相轉變為β相，而在空冷過程中，會使β相通過擴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區別。隨著退火溫度升高至960℃(圖1b)，初生a相體積分數有所降低，但其等軸形貌特征保持穩定。當溫度進一步升至980℃(圖1c)時，組織演變呈現兩個顯著特征:次生  α相數量明顯增多，形成致密的網狀分布，且初生  α相含量進一步減少,這種變化表明溫度升高顯著促進了a相的溶解和β相的轉變。當退火溫度達到1000℃時(圖1d)，組織發生根本性轉變，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:在加熱過程中，尺寸較小、曲率半徑較大的  α相粒子優先溶解，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成分和熱力學條件的協同調控，具體表現為α穩定化元素濃度梯度與冷卻動力學參數的共同作用  [10]。在相對低溫退火條件下，β相基體中α穩定化元素處于欠飽和狀態，這種熱力學平衡使β相保持較高的結構穩定性。在此狀態下進行冷卻時，由于元素擴散驅動力不足，β→α相變僅能發生在初生α相/β相界面等能量有利位置，導致次生α相析出數量有限。當退火溫度升高后，β相中α穩定化元素的固溶度顯著提升，形成過飽和固溶體。在此熱力學條件下實施冷卻處理，  α穩定化元素的擴散勢壘明顯降低。根據相變熱力學理論，系統吉布斯自由能差驅動溶質原子發生長程擴散，通過形核-長大機制在β相基體內部形成大量次生  α相  [11]。

2.拉伸性能

圖2系統展示了TA15鈦合金在不同退火溫度條件下的力學性能演變規律。實驗數據顯示，當退火溫度處于940℃~960℃區間時，合金的抗拉強度(Rm)和屈服強度(Rp0.2)保持相對穩定，而當退火溫度升至980℃時，材料強度呈現階梯式增長，Rm和Rp0.2分別較960℃處理態有明顯提升。而采用1000℃高溫退火時，合金表現出顯著的強化效果，Rm達到1020 MPa，Rp0.2達到970MPa。然而，強度提升的同時，材料的斷裂伸長率(A)則不斷降低。因此，TA15鈦合金的力學性能表現出明顯的溫度依賴性:在退火溫度升高過程中，強度參數與退火溫度呈正相關，而塑性指標則與溫度呈負相關。

TA15鈦合金的力學性能演變與其微觀組織特征存在顯著的構效關系，可以通過不同退火溫度下的相組成演變和缺陷結構特征來解釋。當采用940℃~960℃相對低溫退火時，顯微組織保留了約60%~65%體積分數的初生α相。這種具有密排六方結構的初生α相提供了{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，促進位錯的均勻運動和塑性協調，從而使合金表現出優異的塑性變形能力。然而，這種以初生a相為主導的組織結構由于缺乏有效的強化相，導致其強度水平相對較低。

當退火溫度升高至980℃~1000℃時，組織演變呈現三個顯著特征:首先，初生a相含量銳減至30%以下;其次，β相區在冷卻過程中析出大量次生a相;第三，組織中出現粗大β晶粒。這種組織結構變化對力學性能產生多重影響:一方面，高密度的次生a相作為有效的位錯障礙物，在位錯運動過程中產生強烈的位錯集中效應，即組織在變形過程中會形成位錯環和塞積群，起到顯著的強化作用[13]。另一方面，β晶粒的粗化顯著降低了晶界強化效果，同時粗大β晶粒內較少的晶界數量使位錯積累產生的應力集中難以通過晶界滑移來釋放，導致裂紋優先在a/β相界面萌生，并在粗大β晶粒內快速擴展，這是導致塑性指標急劇下降的主要原因。

綜上所述，這種強度-塑性的反向變化規律本質上反映了金屬材料中常見的強度-塑性倒置關系。通過精確控制退火溫度來調控初生a相和次生a相的相對含量及分布特征，可以實現TA15鈦合金力學性能的定向設計。

3.拉伸斷口

圖3系統呈現了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940℃(圖3a)和960℃(圖3b)處理的試樣斷口表現出相似的斷裂學特征，主要表現為斷口表面主要由等軸韌窩(位置C)覆蓋，局部區域出現少量解理臺階(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制，即在拉伸載荷作用下，位錯首先在初生a相晶粒內滑移，并在a/β相界面處產生應力集中。隨著應變增加，這些應力集中區域會誘發微孔形核。而新形成的微孔會通過位錯吸收機制(微孔吸收周圍位錯導致體積膨脹)以及位錯再生機制(微孔附近的應力集中重新激活位錯源，產生新的位錯)進行轉變，當相鄰微孔間的韌帶厚度減小至臨界尺寸時，會發生微孔連通，最終在斷口表面形成典型的韌窩形貌[14]。根據斷裂力學理論，這種高密度、大深度的韌窩結構直接反映了材料優異的塑性變形能力。這一結果與圖2所示的力學性能數據吻合，證實了低溫退火處理能有效保持TA15鈦合金的塑性性能。

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

這種斷裂形貌的轉變主要由微觀組織演變造成，退火溫度升高會導致合金斷裂機制發生轉變，組織中形成的高密度次生α相作為強障礙物，會顯著提高位錯運動阻力。其雖然增強材料強度，但也導致組織中的位錯塞積產生局部應力集中，塑性變形難以在晶粒間協調，裂紋更易在α/β相界面萌生，進而發生脆性斷裂。此外，單相區退火后形成的粗大β晶粒會進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，導致合金更加容易發生脆性斷裂。這種斷裂模式從韌性主導到脆性主導的轉變，與圖2所示的力學性能變化一致。

三、結論

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℃，顯微組織發生顯著轉變:初生α相逐漸溶解，其體積分數隨溫度升高而降低，次生α相的析出數量明顯增加，當退火溫度達到β單相區時，顯微組織中出現明顯β晶粒。

2.當退火溫度處于940℃~960℃區間時，合金的抗拉強度(Rm)和屈服強度(Rp0.2)保持相對穩定，而當退火溫度升至980℃時，材料強度呈現階梯式增長，Rm和Rp0.2分別較960℃處理態有明顯提升。而采用  1000 ℃高溫退火時,合金表現出顯著的強化效果。

3.TA15鈦合金的斷口特征隨退火溫度呈現顯著差異。在低溫熱處理條件下，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域。當采用高溫熱處理工藝時，斷裂模式發生明顯轉變，表現為典型的解理斷裂特征，包括明顯的解理臺階和巖石形貌，整體呈現脆性斷裂形貌。

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（注，原文標題：退火工藝對TA15鈦合金組織與力學性能的影響）