全温度区间退火调控TA15钛合金组织-性能关联机制：断口从韧性韧窝转变为脆性解理特征，建立完整“退火工艺-相组成-力学性能”关系，填补β单相区退火研究空白，为航空发动机压气机盘等关键构件选材提供支撑

引言

钛合金作为21世纪重要的战略金属材料，凭借其独特的性能优势在高端装备制造领域占据着不可替代的地位。该材料最显著的特征在于其优异的比强度(可达铝合金的1.5倍)、出色的耐蚀性(特别是在含氯介质中)以及完全无磁性的特点，使其成为航空航天飞行器减重增效的理想选择[1,2]。研究表明[3,4]，现代商用飞机中钛合金用量已占结构重量的8%~15%，而在新一代战机中这一比例更是高达25%~30%，充分展现了其巨大的应用价值和发展潜力。

TA15钛合金(名义成分为Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V)作为近a型钛合金的代表，该合金在500℃高温仍能保持400MPa以上的高温强度，同时具备优良的热加工塑性[5]。这些特性使其在航空发动机压气机盘、舰船用耐压壳体以及赛车传动部件等关键领域获得广泛应用。TA15合金已占我国航空用钛合金总量的35%以上，充分证明了其在工程应用中的重要地位。随着材料制备技术的进步，该合金的应用范围正逐步向能源装备和医疗器械等领域扩展，展现出更广阔的市场前景[6]。

由于TA15钛合金的应该较为广泛，已有大量学者对其进行研究报道，例如任伟宁等研究了热处理工艺对TA15钛合金热挤压管材显微组织及性能的影响，发现TA15钛合金热挤压管材在退火处理时，部分显微组织在650~750℃发生再结晶，在800~850℃退火时，完全再结晶，初生a相比例降低。袁飞等[8]研究了热处理工艺对TA15钛合金力学性能和耐磨性的影响，发现经双重退火后的TA15钛合金具有最佳综合性能，其组织由初生a、编织交错的片状a和少量β转变基体构成。慎松等  [9]研究了热处理对增材制造TA15合金微观组织及力学性能的影响，发现随着退火处理温度升高到，TA15合金的晶粒尺寸增大，KAM角度差减小，伸长率增加，而抗拉强度和屈服强度降低。

发现目前关于TA15钛合金热处理工艺的研究较多，但现有研究主要集中于α+β两相区退火工艺，而对β单相区退火处理的研究明显不足。为突破这一局限，本研究退火温度范围扩展至β单相区，系统研究了从两相区到单相区全温度范围内的组织演变规律。重点探讨了不同热处理温度区间的组织演变以及力学性能。该研究不仅填补了TA15钛合金单相区温度退火研究的空白，更为建立完整的“工艺-组织-性能”关系提供重要依据，对拓展该合金在工程应用具有重要指导价值。

一、实验

本研究以TA15钛合金热轧棒材为试样材料。在原料选择方面，选用粒径为0.83mm~1.25mm的小颗粒海绵钛和Al-Mo、Al-Zr、Al-Si中间合金作为初始材料。基于名义成分进行配料计算。棒材制备方面，首先将原材料制成自耗电极，再经三次VAR熔炼制成钛合金铸锭，最后采用多火次锻造工艺(始锻温度1150℃，终锻温度不低于850℃)，通过β相区开坯和两相区精锻相结合的方式，将铸锭加工成Φ130mm的棒材。经ICP光谱分析，TA15钛合金棒材的具体化学成分为(质量分数%):Al6.55、Mo1.71、V2.22、Zr2.24、O0.14、Ti余量。针对TA15钛合金的相变特性，本研究采用差示扫描量热法(DSC)结合金相观察测定其β转变温度。测试结果显示，TA15钛合金的β转变温度为993℃。基于该β转变温度，设计系统的退火工艺方案(见表1)，其设置包含从两相区到单相区温度范围,所有试样均采用空冷(AC)方式进行冷却。

退火热处理完成后，对试样进行微观组织和力学性能测试。微观组织方面，依次使用

240#至2000#砂纸进行精细研磨,随后采用氧化铝悬浮液抛光至镜面状态，并使用腐蚀液(HF:HNO3:H2O=1:3:6)进行腐蚀处理，微观组织观察在SUPRA 55场发射扫描电镜下完成，确保获得清晰的组织形貌图像。力学性能测试严格遵循GB/T228.1-2021标准，通过加工的拉伸试样在INSTRON试验机上进行室温拉伸测试，所有分析测试均沿棒材纵向方向进行，为确保数据可靠性，每组测试条件均设置三个拉伸试样。

表1退火处理制度

二、试验结果与讨论

1.显微组织

图1呈现了TA15钛合金在不同退火温度下的显微组织演变规律。通过对比分析可以发现，退火温度为940℃时(图1a)，组织呈现出典型的双态组织特征,等轴状的初生α相(位置A))均匀分布在基体中，同时基体内分布着大量细小的针状次生α相(位置B)。这种组织特征的形成原因为:加热过程中α相转变为β相，而在空冷过程中，会使β相通过扩散型相变分解为次生  α相。此外，相对较慢的冷却速率不足以引发马氏体相变，因此组织中未观察到  α ′相的存在，这与水淬等快速冷却条件下获得的组织形貌存在本质区别。随着退火温度升高至960℃(图1b)，初生a相体积分数有所降低，但其等轴形貌特征保持稳定。当温度进一步升至980℃(图1c)时，组织演变呈现两个显著特征:次生  α相数量明显增多，形成致密的网状分布，且初生  α相含量进一步减少,这种变化表明温度升高显著促进了a相的溶解和β相的转变。当退火温度达到1000℃时(图1d)，组织发生根本性转变，组织中初生α相完全溶解,并形成粗大的β晶粒，且在β晶界和晶内析出典型的魏氏体  α相集束。这种组织演变过程遵循特定的溶解动力学:在加热过程中，尺寸较小、曲率半径较大的  α相粒子优先溶解，随后较大尺寸的  α相逐渐消失。

次生  α相的形成与演化过程受基体化学成分和热力学条件的协同调控，具体表现为α稳定化元素浓度梯度与冷却动力学参数的共同作用  [10]。在相对低温退火条件下，β相基体中α稳定化元素处于欠饱和状态，这种热力学平衡使β相保持较高的结构稳定性。在此状态下进行冷却时，由于元素扩散驱动力不足，β→α相变仅能发生在初生α相/β相界面等能量有利位置，导致次生α相析出数量有限。当退火温度升高后，β相中α稳定化元素的固溶度显著提升，形成过饱和固溶体。在此热力学条件下实施冷却处理，  α稳定化元素的扩散势垒明显降低。根据相变热力学理论，系统吉布斯自由能差驱动溶质原子发生长程扩散，通过形核-长大机制在β相基体内部形成大量次生  α相  [11]。

2.拉伸性能

图2系统展示了TA15钛合金在不同退火温度条件下的力学性能演变规律。实验数据显示，当退火温度处于940℃~960℃区间时，合金的抗拉强度(Rm)和屈服强度(Rp0.2)保持相对稳定，而当退火温度升至980℃时，材料强度呈现阶梯式增长，Rm和Rp0.2分别较960℃处理态有明显提升。而采用1000℃高温退火时，合金表现出显著的强化效果，Rm达到1020 MPa，Rp0.2达到970MPa。然而，强度提升的同时，材料的断裂伸长率(A)则不断降低。因此，TA15钛合金的力学性能表现出明显的温度依赖性:在退火温度升高过程中，强度参数与退火温度呈正相关，而塑性指标则与温度呈负相关。

TA15钛合金的力学性能演变与其微观组织特征存在显著的构效关系，可以通过不同退火温度下的相组成演变和缺陷结构特征来解释。当采用940℃~960℃相对低温退火时，显微组织保留了约60%~65%体积分数的初生α相。这种具有密排六方结构的初生α相提供了{10-12}<10-11>、{11-22}<11-23>等多个滑移系，在变形初期即可有效激活多系滑移，促进位错的均匀运动和塑性协调，从而使合金表现出优异的塑性变形能力。然而，这种以初生a相为主导的组织结构由于缺乏有效的强化相，导致其强度水平相对较低。

当退火温度升高至980℃~1000℃时，组织演变呈现三个显著特征:首先，初生a相含量锐减至30%以下;其次，β相区在冷却过程中析出大量次生a相;第三，组织中出现粗大β晶粒。这种组织结构变化对力学性能产生多重影响:一方面，高密度的次生a相作为有效的位错障碍物，在位错运动过程中产生强烈的位错集中效应，即组织在变形过程中会形成位错环和塞积群，起到显著的强化作用[13]。另一方面，β晶粒的粗化显著降低了晶界强化效果，同时粗大β晶粒内较少的晶界数量使位错积累产生的应力集中难以通过晶界滑移来释放，导致裂纹优先在a/β相界面萌生，并在粗大β晶粒内快速扩展，这是导致塑性指标急剧下降的主要原因。

综上所述，这种强度-塑性的反向变化规律本质上反映了金属材料中常见的强度-塑性倒置关系。通过精确控制退火温度来调控初生a相和次生a相的相对含量及分布特征，可以实现TA15钛合金力学性能的定向设计。

3.拉伸断口

图3系统呈现了TA15钛合金在不同退火温度下的断口表面形貌特征。显微分析表明，经940℃(图3a)和960℃(图3b)处理的试样断口表现出相似的断裂学特征，主要表现为断口表面主要由等轴韧窝(位置C)覆盖，局部区域出现少量解理台阶(位置D)。这种断口形貌的形成可归因于塑性变形过程中的多尺度演化机制，即在拉伸载荷作用下，位错首先在初生a相晶粒内滑移，并在a/β相界面处产生应力集中。随着应变增加，这些应力集中区域会诱发微孔形核。而新形成的微孔会通过位错吸收机制(微孔吸收周围位错导致体积膨胀)以及位错再生机制(微孔附近的应力集中重新激活位错源，产生新的位错)进行转变，当相邻微孔间的韧带厚度减小至临界尺寸时，会发生微孔连通，最终在断口表面形成典型的韧窝形貌[14]。根据断裂力学理论，这种高密度、大深度的韧窝结构直接反映了材料优异的塑性变形能力。这一结果与图2所示的力学性能数据吻合，证实了低温退火处理能有效保持TA15钛合金的塑性性能。

而经980℃(图3c)和1000℃(图3d)退火处理的试样断口形貌呈现不同的形貌特征。首先，韧窝数量较低温退火处理后明显减少;其次，此时断口呈现出典型的脆性断裂特征，主要由岩石状形貌构成，且断口表面出现大量解理台阶和撕裂棱(位置E)。

这种断裂形貌的转变主要由微观组织演变造成，退火温度升高会导致合金断裂机制发生转变，组织中形成的高密度次生α相作为强障碍物，会显著提高位错运动阻力。其虽然增强材料强度，但也导致组织中的位错塞积产生局部应力集中，塑性变形难以在晶粒间协调，裂纹更易在α/β相界面萌生，进而发生脆性断裂。此外，单相区退火后形成的粗大β晶粒会进一步加剧了组织脆化倾向，晶界总面积减少限制了位错吸收能力，导致合金更加容易发生脆性断裂。这种断裂模式从韧性主导到脆性主导的转变，与图2所示的力学性能变化一致。

三、结论

1.在相对低温  (940℃∼ 960℃)退火处理条件下，材料主要由初生α相和少量次生α相组成。随着退火温度上升至980℃~1000℃，显微组织发生显著转变:初生α相逐渐溶解，其体积分数随温度升高而降低，次生α相的析出数量明显增加，当退火温度达到β单相区时，显微组织中出现明显β晶粒。

2.当退火温度处于940℃~960℃区间时，合金的抗拉强度(Rm)和屈服强度(Rp0.2)保持相对稳定，而当退火温度升至980℃时，材料强度呈现阶梯式增长，Rm和Rp0.2分别较960℃处理态有明显提升。而采用  1000 ℃高温退火时,合金表现出显著的强化效果。

3.TA15钛合金的断口特征随退火温度呈现显著差异。在低温热处理条件下，断口表面以高密度韧窝为主要形貌特征，同时存在少量解理断裂区域。当采用高温热处理工艺时，断裂模式发生明显转变，表现为典型的解理断裂特征，包括明显的解理台阶和岩石形貌，整体呈现脆性断裂形貌。

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（注，原文标题：退火工艺对TA15钛合金组织与力学性能的影响）