航空高溫部件用TA15鈦合金廣域溫度下的力學(xué)性能

TA15（Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V）鈦合金作為典型的近α鈦合金，由于其優(yōu)異的強(qiáng)度、耐蝕性能和高溫性能，在航空航天、船舶等領(lǐng)域廣泛應(yīng)用[1-3]。在飛機(jī)上重要的高溫部件中，TA15鈦合金的使用溫度范圍為450~600℃[4]。因此，了解和探索TA15鈦合金在不同溫度下的力學(xué)性能具有重要意義。

高溫力學(xué)性能是TA15鈦合金最有優(yōu)勢(shì)的指標(biāo)之一，其熱變形和拉伸行為已經(jīng)得到了廣泛研究。ZhaoHJ等[5]比較了TA15鈦合金在750、800和850℃的球化機(jī)制，發(fā)現(xiàn)隨著熱變形溫度的增加，斷裂機(jī)制從韌性斷裂變?yōu)榫чg斷裂。根據(jù)流變應(yīng)力、體積分?jǐn)?shù)和晶粒尺寸測(cè)試結(jié)果，F(xiàn)anXG等[6]在1133~1253K范圍內(nèi)對(duì)TA15鈦合金的熱變形行為進(jìn)行了研究。陳源等[1]根據(jù)高溫拉伸和電子背散射衍射（ElectronBackScatterDiffraction，EBSD）結(jié)果，發(fā)現(xiàn)所有Ti55鈦合金樣品在885℃以上均表現(xiàn)出良好的超塑性和軟化效應(yīng)。LiuG等[7]研究了750℃時(shí)高應(yīng)變速率下TA15鈦合金的變形機(jī)制。ZhaoJ等[81分析了750℃下TA15鈦合金拉伸變形的不均勻性和沿軋制方向的滑移模式，以及合金的晶體學(xué)織構(gòu)和材料性能，以了解TA15鈦合金在熱變形過(guò)程中的織構(gòu)演變[9]。Gao PF 等[10]基于TA15鈦合金等溫壓縮試驗(yàn)的微觀組織與熱變形行為，發(fā)現(xiàn)層狀α相的流動(dòng)應(yīng)力和軟化速率高于等軸α相，這導(dǎo)致變形更易發(fā)生。綜上，研究人員主要是探究TA15鈦合金在一定溫度范圍內(nèi)的高溫拉伸性能，少有探究在廣泛溫度區(qū)間內(nèi)的拉伸性能的變化。

此外，鈦合金作為極具高溫應(yīng)用價(jià)值的材料，其高溫耐磨性能?chē)I需國(guó)內(nèi)外的研究學(xué)者進(jìn)行探究。

LouM等[11]對(duì)TC4鈦合金在350和550℃下進(jìn)行了銷(xiāo)盤(pán)式滑動(dòng)磨損試驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)氧擴(kuò)散區(qū)減少了亞表面的塑性變形，有助于提高耐磨性。Mengis L等[12]研究了基TiAl合金的高溫滑動(dòng)磨損行為，發(fā)現(xiàn)磨損表面形成的富鋁和富鈦氧化皮可最大限度地減少金屬與金屬的直接接觸。ZhangZN等[13]和MaoYS等[14]探究了激光增材制造TC4鈦合金在不同溫度下的耐磨性，發(fā)現(xiàn)隨著溫度升高，磨損機(jī)制從磨料磨損為主轉(zhuǎn)變?yōu)檠趸p為主。綜合分析，目前研究人員主要針對(duì)TC4鈦合金進(jìn)行了高溫磨損性能的探究，少有學(xué)者對(duì)TA15鈦合金的高溫磨損性能進(jìn)行分析。

為了研究服役溫度對(duì)TA15航空鈦合金拉伸強(qiáng)度、延展性、耐磨性和微觀結(jié)構(gòu)的影響，進(jìn)行了5組試驗(yàn)。本研究的目標(biāo)是：探究不同溫度下從室溫到800℃高溫的拉伸性能；研究不同溫度下的摩擦和磨損性能；分析溫度對(duì)拉伸斷口表面、磨損機(jī)制和微觀結(jié)構(gòu)的影響。

1、材料與試驗(yàn)過(guò)程

1.1 材料及表征

試驗(yàn)使用的TA15航空鈦合金的化學(xué)成分如下（%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)）：Al-6.69，Mo-1.77，V-2.25，Zr2.26，F(xiàn)e-0.14，Ti-余量。金相試樣在磨削、拋光后，使用1%HF+1.5%HCl+2.5%HNO，+95%H,O配置的化學(xué)腐蝕液進(jìn)行腐蝕處理，處理時(shí)間為45s。通過(guò)X射線(xiàn)衍射（X-rayDiffraction，XRD）、掃描電子顯微鏡（ScanningElectronMicroscope，SEM）、能譜儀（Energy Dispersive Spectroscopy，EDS）和激光共聚焦顯微鏡對(duì)試樣中的物相、微觀組織、元素分布及磨損形貌和尺寸等進(jìn)行觀察。

1.2 力學(xué)性能測(cè)試

高溫拉伸試驗(yàn)設(shè)備和樣品尺寸如圖1所示。

試驗(yàn)溫度為：室溫（25℃）、200、400、600和800℃，加載速度為1mm·min，初始標(biāo)距為50mm。高溫拉伸試驗(yàn)參照CB/T228.2—2015[15]高溫摩擦和磨損試驗(yàn)采用配有高溫爐的Rtec通用摩擦儀（Rtec，SanJose，USA），該爐可升溫至1000℃，加熱速率為100℃·min"1，并在測(cè)試后進(jìn)行爐冷卻（圖2）。采用球盤(pán)式磨損試驗(yàn)裝置，磨球?yàn)橹睆綖棣?.525mm的Si,N4陶瓷球，設(shè)定載荷為10N，滑動(dòng)速度為50mm·s-，半徑為R8mm，試驗(yàn)時(shí)長(zhǎng)為20min。摩擦磨損試驗(yàn)參照CB/T3960一2016[ 16] 。

2、結(jié)果與分析

2.1 微觀組織分析

圖3a~圖3e對(duì)比了25~800℃保溫20min后的TA15鈦合金的微觀組織，發(fā)現(xiàn)拉伸試驗(yàn)溫度對(duì)材料微觀形貌的影響較小。圖3f為不同測(cè)試溫度下所有樣品的XRD圖樣，微觀結(jié)構(gòu)形態(tài)和XRD結(jié)果均表明材料組織中存在大量等軸初生α相和β相。但是由于試樣內(nèi)部存在應(yīng)力，導(dǎo)致晶格間距發(fā)生變化，進(jìn)而導(dǎo)致衍射峰的位置發(fā)生偏移。其中，壓應(yīng)力會(huì)導(dǎo)致晶面間距減小，衍射峰向高角度（高20值）偏移；而拉應(yīng)力則導(dǎo)致晶面間距增大，衍射峰向低角度（低20值）偏移。

圖4為T(mén)A15鈦合金的元素分布圖。Ti、Al和V是TA15的主要元素，占90%以上的重量百分比。

EDS映射結(jié)果顯示，Ti和Al元素主要分布在α相中，而Mo和O元素主要分布在β相中，V元素在整個(gè)表面均勻分布。2.2 不同溫度下拉伸性能分析圖5為不同溫度下進(jìn)行拉伸測(cè)試后得到的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線(xiàn)，在各曲線(xiàn)上標(biāo)注了對(duì)應(yīng)溫度下的極限抗拉強(qiáng)度。室溫25℃下的抗拉強(qiáng)度約為966MPa，并且隨著測(cè)試溫度的增加，抗拉強(qiáng)度迅速下降。200、400、600和800℃下的抗拉強(qiáng)度分別為799、710、466和72MPa。然而，在600和800℃下的拉伸伸長(zhǎng)率非常高。但是，在200和400℃時(shí)拉伸強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率均較室溫下有所下降。

TA15鈦合金可長(zhǎng)時(shí)間（3000h）于500℃環(huán)境下進(jìn)行工作，所以TA15鈦合金主要用于制造500℃以下長(zhǎng)時(shí)間工作的飛機(jī)、發(fā)動(dòng)機(jī)零件和焊接承力零部件。另外，在500℃以下TA15鈦合金不會(huì)出現(xiàn)相變等現(xiàn)象，所以在此溫度區(qū)間內(nèi)隨著拉伸試驗(yàn)溫度的升高，抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率均下降。然而，在600℃及以上，材料的軟化現(xiàn)象顯著，塑性增強(qiáng)，伸長(zhǎng)率出現(xiàn)顯著的提高[17]。

圖6為不同溫度下拉伸斷口的表面形貌，斷口表面均存在大量的韌窩，說(shuō)明所有樣品均為韌性斷裂。隨著測(cè)試溫度從25℃增加至800℃，韌窩尺寸增大，在600和800℃時(shí)出現(xiàn)的大韌窩是降低拉伸性能的主要原因之一。此外，高溫下更嚴(yán)重的頸縮也表明TA15鈦合金在高溫下具有更高的塑性變形能力，這與圖5中的伸長(zhǎng)率結(jié)果類(lèi)似。

EDS用于檢測(cè)微觀結(jié)構(gòu)和斷口表面上析出顆粒的元素含量，結(jié)果如圖7和表1所示。所有測(cè)試溫度下的結(jié)果均表明基體和韌窩邊緣以Ti元素為主。

然而，析出顆粒的組成成分差異顯著，F(xiàn)e或Al是最重要的元素，除此之外，高含量的O也表明高溫下測(cè)試的氧化現(xiàn)象非常嚴(yán)重。

2.3 不同溫度下磨損性能分析

圖8為摩擦因數(shù)的變化情況，整體來(lái)看，摩擦因數(shù)隨著溫度的增高逐漸下降，從25℃下的0.279逐漸下降到600℃的0.224。然而，在800℃時(shí)，由于高溫下的良好塑性，摩擦因數(shù)突然增加。綜合對(duì)比測(cè)試結(jié)果發(fā)現(xiàn)600℃時(shí)的摩擦因數(shù)最小。圖9為磨損形貌與幾何尺寸的對(duì)比。平均磨損寬度（圖9g）和平均最大磨損深度（圖9h）根據(jù)10次測(cè)量結(jié)果計(jì)算后得出，計(jì)算方法如圖9f所示。其中，為誤差，X，為第i條測(cè)試線(xiàn)的寬度，i=1，2，…，N，N為數(shù)據(jù)點(diǎn)的數(shù)量，取10，X為測(cè)試線(xiàn)的平均寬度。在200和400℃下，磨損寬度變化較大。盡管在600℃時(shí)磨損寬度的誤差最小，但磨損深度的誤差最高，這是因?yàn)椴糠謩澓厶睿@說(shuō)明了磨粒磨損為主要磨損形式。當(dāng)測(cè)試溫度為800℃時(shí)，試樣被擠壓和變形，導(dǎo)致磨損寬度顯著增加（約為2300μm）。此外，此時(shí)出現(xiàn)的粘著磨損導(dǎo)致明顯的局部撕裂。

圖10為不同溫度下摩擦磨損試驗(yàn)后試樣的質(zhì)量變化。在25~600℃的范圍內(nèi)，均表現(xiàn)為T(mén)A15鈦合金試樣總質(zhì)量的下降。然而，600℃條件下的質(zhì)量損失顯著高于更低溫測(cè)試條件的，這是因?yàn)楦叩脑囼?yàn)溫度會(huì)導(dǎo)致TA15鈦合金硬度的下降與塑性的提高（圖5、圖9g和圖9h）。而800℃測(cè)試時(shí)總質(zhì)量不降反升，這是由于高溫軟化和粘著磨損，部分磨球轉(zhuǎn)移到試樣表面，使總質(zhì)量增加了0.0194 g。

通過(guò)掃描電鏡觀測(cè)可以進(jìn)一步確認(rèn)不同溫度下試樣的磨損機(jī)制。圖11a顯示室溫下磨損機(jī)制主要為磨粒磨損，機(jī)械犁削現(xiàn)象明顯。圖11b和圖11c顯示200和400℃下的磨損機(jī)制類(lèi)似，明顯出現(xiàn)剝離，并伴隨有少量顆粒。600℃下磨痕的寬度變化較小（圖11d），表明在機(jī)械磨損的基礎(chǔ)上，壓實(shí)非常明顯。此外，磨球和工件之間的高溫焊接導(dǎo)致輕微撕裂。然而，圖11e顯示800℃下由于熱軟化效應(yīng)導(dǎo)致嚴(yán)重?cái)D壓變形。與600℃相比，在摩擦磨損試驗(yàn)中，磨球與試驗(yàn)材料的黏附效果更嚴(yán)重，這導(dǎo)致總質(zhì)量增加（圖10）。

3、分析與討論

過(guò)高的測(cè)試溫度可能導(dǎo)致顯著的軟化效應(yīng)。從宏觀角度來(lái)看，高溫能夠促使塑性變形，導(dǎo)致屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度降低，變形更容易發(fā)生[4-5]。從微觀角度來(lái)看，當(dāng)應(yīng)變速率恒定時(shí)，測(cè)試溫度會(huì)影響微觀結(jié)構(gòu)的變形。晶界是阻礙位錯(cuò)移動(dòng)的重要障礙之一，隨著測(cè)試溫度的增加，晶界強(qiáng)度和位錯(cuò)阻力均會(huì)減小。因此，在拉伸破碎后，粗大的初生α相會(huì)變得更小且分布均勻。此外，增加的原子動(dòng)能使高溫下的塑性變形更容易發(fā)生。當(dāng)變形溫度高于600℃時(shí)，TA15鈦合金的延展性和塑性顯著提高，因此，TA15鈦合金板材的適宜成形溫度應(yīng)在600℃以上，此溫度下，增加的晶界滑移系統(tǒng)可減小阻礙塑性變形的力量，降低屈服強(qiáng)度，并增強(qiáng)TA15鈦合金的塑性成形能力。因此，圖5顯示在800℃時(shí)其伸長(zhǎng)率非常高，約為31%。但是，抗拉強(qiáng)度減小至約72MPa，這與文獻(xiàn)［18]的結(jié)果接近。

如果測(cè)試溫度低于600℃，由于位錯(cuò)密度增加而產(chǎn)生的加工硬化非常明顯。隨著測(cè)試溫度的增加和應(yīng)變應(yīng)力的減小，TA15鈦合金中可移動(dòng)位錯(cuò)密度在整體位錯(cuò)密度中的比例增加，此時(shí)，增加的位錯(cuò)密度會(huì)降低TA15鈦合金的流動(dòng)應(yīng)力[1.619]。因此，盡管TA15鈦合金在高溫（800℃）時(shí)較軟，但冷卻后的顯微硬度最高，約為360.9HV。

基面和圓柱滑移系統(tǒng)是TA15鈦合金α相的主要位錯(cuò)滑移系統(tǒng)[20]。隨著測(cè)試溫度的增加，其他滑移系統(tǒng)的臨界剪切應(yīng)力降低，錐面、一階錐面和二階錐面的滑移系統(tǒng)也會(huì)啟動(dòng)。此外，隨著溫度的增加，空位的擴(kuò)散驅(qū)動(dòng)位錯(cuò)沿垂直于滑移平面的方向攀移。然而，在高溫變形過(guò)程中，缺乏微觀變形機(jī)制的原位表征使得微觀變形機(jī)制的分析變得困難。

在本實(shí)驗(yàn)中，高溫（600℃）的軟化效應(yīng)通常比位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)引起的加工硬化效應(yīng)更為明顯，這也導(dǎo)致隨著溫度的增加拉伸強(qiáng)度下降。同時(shí)，不同的試驗(yàn)溫度導(dǎo)致了不同的磨損機(jī)制和磨損質(zhì)量變化（圖12)。其中，w和h，分別為第i個(gè)試驗(yàn)的磨痕寬度和深度，結(jié)果顯示：ws>w4>w,>Wz>W3，ha>h,>h,>hz>h3。從25~400℃主要表現(xiàn)為磨粒磨損，當(dāng)磨損溫度達(dá)到600℃時(shí)，材料的軟化效應(yīng)更顯著，使其具有更高的拉伸塑性。當(dāng)溫度繼續(xù)增加至800℃，材料過(guò)度軟化，拉伸強(qiáng)度急劇下降。由于高溫，磨球和工件之間發(fā)生了明顯的粘著磨損。此外，軟化的材料導(dǎo)致了更寬的磨損形態(tài)，并且由于粘附現(xiàn)象，總質(zhì)量略有增加。

結(jié)論

（1）TA15鈦合金室溫下具有最高的抗拉強(qiáng)度，約為966MPa，并且微觀結(jié)構(gòu)由等軸初生α相和β相組成。

（2）當(dāng)測(cè)試溫度高于600℃時(shí)，由于高溫軟化效應(yīng)明顯強(qiáng)于加工硬化效應(yīng)，TA15鈦合金的塑性和抗拉延伸性迅速增加。

（3）TA15鈦合金的磨損機(jī)制與摩擦磨損試驗(yàn)的溫度緊密相關(guān)，在25~400℃時(shí)以磨粒磨損為主，在600和800℃時(shí)，以氧化磨損為主，伴隨有粘著磨損和磨粒磨損。

（4）600℃下的TA15鈦合金仍具有良好的力學(xué)性能，其較高的抗拉強(qiáng)度、塑性成形能力與耐磨性能有利于航空TA15鈦合金的高溫服役。

（5）針對(duì)高溫服役的鈦合金探索了大范圍溫度下的力學(xué)性能，從多方面分析了高溫下的拉伸與磨損性能，補(bǔ)充了該材料的試驗(yàn)性能參考數(shù)據(jù)。

參考文獻(xiàn)：

[1] 陳源，李淑慧，李永豐，等．TA15鈦合金應(yīng)力松弛行為宏微耦合本構(gòu)建模［J]．機(jī)械工程學(xué)報(bào)，2022，58（12）：64-74.

Chen Y, Li S H, Li Y F, et al. Macro-micro coupled constitutive modeling for stress relaxation behavior of TA15 alloy sheet [J].Journal of Mechanical Engineering, 2022, 58 (12): 64-74.

[2] Wu H L, Sun Z C, Cao J, et al. Formation and evolution of trimodalmicrostructure during dual heat treatment for TA15 Ti-alloy[J]. Jourmal of Alloys and Compounds, 2019, 786: 894-905.

[3] 齊銘，安震，張凱，等．熱處理對(duì)鍛壓TA15鈦合金棒組織和性能的調(diào)控［J．鍛壓技術(shù)，2022，47（8）：193-199.

Qi M, An Z, Zhang K, et al. Regulation of heat treatment on mi-crostructure and properties of forged TA15 titanium alloy bar [J].Forging & Stamping Technology, 2022, 47 (8): 193-199.

[4] Hao F, Xiao J F, Feng Y, et al. Tensile deformation behavior of anear-α titanium alloy Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V under a wide temperature range [J]. Journal of Materials Research and Technology, 2020,9(3):2818-2831.

[5] Zhao H J, Wang B Y, Ju D Y, et al. Hot tensile deformation behavior and globularization mechanism of bimodal microstructured Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V alloy [J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China（English Edition)，2018,28（12)：2449-2459.

[6] Fan X G, Yang H, Gao P F. Prediction of constitutive behavior and microstructure evolution in hot deformation of TA15 titanium alloy [J]. Materials and Design, 2013, 51: 34-42.

[7] Liu G, Wang K H, He B B, et al. Mechanism of saturated flow stress during hot tensile deformation of a TA15 Ti alloy [J]. Materials and Design, 2015, 86:146-151.

[8] Zhao J, Lyu L X, Liu G, et al. Analysis of deformation inhomogeneity and slip mode of TA15 titanium alloy sheets during the hot tensile process based on crystal plasticity model [J]. Materials Science&Engineering A,2017, 707（8):30-39.

[9] Zhao J, Lyu L, Wang K H, et al. Effects of strain state and slip mode on the texture evolution of a near-α TA15 titanium alloy during hot deformation based on crystal plasticity method [J]. Journal of Materials Science and Technology, 2020, 38: 125-134.

[10] Gao P F, Zhan M, Fan X G, et al. Hot deformation behavior and microstructure evolution of TA15 titanium alloy with nonuniform microstructure [J]. Materials Science & Engineering A, 2017,689 (2): 243-251.

[11] Lou M, Alpas A T. High temperature wear mechanisms in thermally oxidized titanium alloys for engine valve applications [J].Wear,2019, 426-427(11)443-453.

[12] Mengis L, Grimme C, Galetz M C. High-temperature sliding wear behavior of an intermetallic -based TiAl alloy [J]. Wear, 2019,426-427 (11):341-347.

[13] Zhang Z N, Li Z, Pan S H, et al. Enhanced strength and hightemperature wear resistance of Ti6Al4V alloy fabricated by laser solid forming [ J]. Journal of Manufacturing Science and Engineering,2022, 144 (11): 1-11.

[14] Mao Y S, Wang L, Chen K M, et al. Tribo-layer and its role in dry sliding wear of Ti-6Al-4V alloy [J]. Wear, 2013, 297 (1-2) : 1032-1039.

[15] GB/T228.2—2015，金屬材料 拉伸試驗(yàn)第2部分：高溫試驗(yàn)方法[S].GB/T 228. 2—2015, Metallic materials—Tensile testing—Part 2:Method of test at elevated temperature [S].

[16] CB/T3960—2016，塑料滑動(dòng)摩擦磨損試驗(yàn)方法［S].GB/T 3960—2016, Plastics—Test method for friction and wear bysliding [ S].

[17] 牟建偉，于傳軍，湯海波，等．激光增材連接TA15鈦合金顯微組織及力學(xué)性能研究［J]．中國(guó)激光，2023，50（16）：221-228.

Mou J W, Yu C J, Tang H B, et al. Microstructure and mechanical properties of TA15 titanium component manufactured via laser additive connection [J]. Chinese Journal of Lasers, 2023, 50(16) : 221-228.

[18] Feng Y J, Cui G R, Zhang W C, et al. High temperature tensile fracture characteristics of the oriented TiB whisker reinforced TA15 matrix composites fabricated by pre-sintering and canned extrusion [J]. Journal of Alloys and Compounds, 2018, 738: 164-172.

[19] 黃立國(guó)，莊偉彬，高志玉．Ti-6A1-4V-0.1B鈦合金的熱壓縮變形行為［J]．稀有金屬，2023，47（4）：512-519.

Huang L G, Zhuang W B, Gao Z Y. Compression deformation behavior of Ti-6Al-4V-0. 1B titanium alloy at elevated temperature [J]. Chinese Journal of Rare Metals, 2023, 47 (4): 512-519.

[20] Shin D H, Kim I, Kim J, et al. Microstructure development during equal-channel angular pressing of titanium [J]. Acta Materialia,2003,51(4):983-996.