面向航空发动机压气机叶片和汽车排气系统服役环境的TA15钛合金热处理工艺-微观组织-力学性能-摩擦磨损性能四维映射关系构建及双重热处理态最优强韧耐磨综合性能形成机制

TA15钛合金名义成分为Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V，主要强化机制是Al元素的固溶强化，属于高Al当量的近α型钛合金。该合金既具有α型钛合金高温性能良好[1]、组织稳定[2]、可焊性好[3]等优点，又具备α+β型钛合金良好的力学性能[4]、工艺塑性[5]和耐热性[6]。因此，被广泛运用于汽车工业[7]、石油化工[8]、生物医疗[9]和航空航天[10]等领域。

热处理工艺能够提高材料综合性能[11]、改善切削加工性能[12]和消除残余应力[13]等，因而被广泛用于生产热作模具钢[14]、镍基合金[15]、铝合金[16]和钛合金[17]等领域。目前，针对TA15合金的热处理工艺、微观组织和综合性能之间关系的研究是相关领域的热点问题之一，如吕逸帆等[18]发现在940℃退火处理后,TA15合金的微观组织为初生α相+片状次生α相+β相,兼具1026 MPa的抗拉强度和48J·cm⁻²的冲击韧性;卢凯凯等[19-20]研究表明当热处理工艺为975℃×1h/WC(Water cooling)+850℃×2h/AC(Air cooling)时,TA15合金具有良好的强韧性匹配,其微观组织由初生等轴α相、片状α相和β转变组织组成;张旺锋等[21]研究发现TA15合金在1020℃的β热处理后得到的片状组织力学性能均低于两相区热处理得到的三态组织，但片状组织的断裂韧性、疲劳裂纹扩展速率优于三态组织。随着钛合金服役环境的愈加复杂恶劣，其相对较差的摩擦磨损性能也在一定程度上限制了合金的广泛应用[22],而针对TA15合金热处理工艺对耐磨性能影响方面的研究工作却鲜有报道。因此，本文研究了退火热处理、双重热处理和β热处理3种不同热处理工艺对TA15合金微观组织、力学性能和耐磨性的影响规律，探讨了工艺、组织和性能之间的关联机制，旨在为TA15合金热处理工艺的选择提供理论基础和试验依据。

1、试验材料及方法

1.1 试验原料

试验材料为锻造态TA15合金,采用XRF-1800型X射线荧光光谱仪测试其实际化学成分,结果如表1所示。利用JEOL JSM-7800F场发射扫描电镜(FESEM)和ImageJ软件对合金初始微观组织进行统计分析,如图1(a)所示,其微观组织由69.4%的初生α相和30.6%的β转变基体构成。使用JmatPro软件计算并绘制出合金的热力学平衡相图,如图1(b)所示，其相变点约为990℃，与相关文献报道相吻合[23]。

表1 TA15合金的实际化学成分(质量分数，%)

1.2 试验方案

使用KF-1200箱式热处理炉对TA15合金进行退火热处理、双重热处理和β热处理，其热处理工艺制度如图2所示。再对原始态和热处理态的TA15合金进行微观组织观察:首先对样品表面进行机械研磨,然后利用IT6300直流电源进行电解抛光,抛光液为34%正丁醇+6%高氯酸+60%甲醇，抛光温度为-20℃,抛光电压为15V,抛光时间为60s。最后进行腐蚀,腐蚀剂为Kroll试剂,成分为10%氢氟酸+20%硝酸+70%纯净水，腐蚀时间为10s。

根据GB/T228.1-2021《金属材料拉伸试验第1部分:室温试验方法》要求,分别在4种状态的TA15合金材料中取长宽为45mm×10mm、标距为18 mm、厚度为2mm的常温拉伸试样,并利用DDL100型电子万能试验机进行常温拉伸试验，拉伸速率为1mm/min,每组平行测试3个试样,取平均值以减小误差。根据GB/T229-2020《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》要求，分别在4种状态的TA15合金材料中取10mm×10mm×55mm且具有V型缺口的冲击试样,并利用NI150金属摆锤冲击试验机测量冲击吸收功,每组平行测试3个试样,取平均值以减小误差。根据GB/T23604-2009《钛及钛合金产品力学性能试验取样方法》要求,分别在4种状态的TA15合金材料中取10mm×10mm×10mm的硬度试样,并利用YQ81C型维氏硬度计测量微观硬度,每组测试7个点,加载载荷为0.1kg,加载时间为10s,去除最大值和最小值，再取平均值作为最终硬度。

利用THT07-135型摩擦磨损试验机进行磨损试验,为便于利用光学轮廓仪成像得到数据,对样品表面进行喷金以增强样品的反光性,在室温(25℃)和高温(500℃)下对钛合金进行摩擦磨损性能测试,试样尺寸为ϕ(24.5~24.8) mm×(8.1~8.15) mm,每个参数平行测试两组，取平均值以减小误差。其他试验条件:摩擦时间为30min,摩擦速度为1000r/min,摩擦行程为圆周运动直径12.25mm。摩擦气氛为大气气氛,摩擦副类型为点接触,点接触尺寸为直径6mm,对磨球材料为Al₂O₃。摩擦因数为整个滑动过程的平均值，由摩擦试验机自动记录。比磨损率K按公式(1)计算[24-25]:

式中: ΔV为磨损体积;F为外加载荷,取10N;S为总滑行距离，取1155m。

使用JSM-7800F型场发射扫描电镜(SEM)拍摄TA15腐蚀后的微观组织,所用加速电压为20kV;利用D/MAX2500型X射线衍射仪对经砂纸打磨、机械抛光后的试样进行物相分析。X射线管选用特征波长为0.1542 nm Cu靶,扫描步长4°/min,衍射角范围 30 ∘ ∼  90 ∘。

2、结果与讨论

2.1 微观组织分析

图3为TA15钛合金热处理后的微观组织。如图3(a)所示,退火热处理态组织由32.3%的初生α、编织交错的片状α和少量的β转变基体组成;如图3(b)所示,双重热处理态组织的组分没有变化,但相较于退火态组织,其初生α含量由32.3%下降至15.6%,同时片状α组织大幅增多。一方面双重热处理的第一重近β固溶处理温度较高，更接近TA15钛合金相变点990℃,进一步促进了初生α相向片状α相转变,同时采用水淬的冷却工艺,冷速较快,导致片状α层片厚度变小,因此其综合性能更好;另一方面第二重两相区退火热处理使部分初生α相球化溶解,从而导致其含量降低。如图3(c)所示,β热处理在相变点温度以上的β相区进行,由于TA15钛合金中Mo等β相稳定元素含量较低,空冷后β相发生相变转变为粗大集束状α相,但仍保留了原始的β大晶界，形成了典型的魏氏组织。相较于退火热处理，随着热处理温度的升高，初生α相完全消失，晶粒尺寸显著增大。从图4不同状态TA15钛合金的XRD图谱可看出，退火热处理和双重热处理后，三强峰的强度均有所增加;β热处理后，初始组织中的α相(0002)晶面和(2119)晶面以及β相(110)晶面和(211)晶面消失，但仍有少量的β相残余。

2.2 力学性能分析

图5对比了不同状态下TA15钛合金的力学性能。由图5可见，双重热处理态的抗拉强度为1090.04MPa、屈服强度为966.46MPa、硬度为443.7 HV0.1,屈强比为0.887,均为4种状态下合金的最佳力学性能。这主要是因为双重热处理态下合金可获得三态组织，其中，初生α相仅占15.6%，而片状α相占比很高。初生α相晶界是裂纹萌生和扩展的通道，其含量越少越不容易发生断裂。相比之下，裂纹在片状α相的扩展和其方向有关。若方向一致，裂纹可直接从片状α相中间缝隙通过;若方向不一致，裂纹则需穿过或绕过片状α相,产生明显的停滞效应或被迫改变方向。此外，片状α相大都杂乱无章地编织交错在一起，能够较好地抑制裂纹的萌生与扩展。同时，弥散析出的片状α相对可动位错具有钉扎作用，有效提高了合金的强度与硬度。双重热处理态合金的伸长率为19.39%，塑性良好。密排六方的初生α相能够协调变形，因此锻造态和退火热处理态合金的塑性更为优异。片状α相一方面降低初生α相间的平均自由程，减小滑移带间距，降低位错塞积的概率;另一方面,双重热处理态的片状α相片层宽度更小，能够小幅提高合金的塑性，同时保持足够强度。考虑初生α相和片状α相的综合作用，退火热处理态合金的塑性最佳，伸长率为26.91%。而β热处理态合金的伸长率仅为5.36%，可归因于粗大的魏氏体组织使塑性显著降低。

此外,双重热处理态合金的冲击韧性也达到了40.90J·cm⁻²。这主要是因为片状α相能有效偏转裂纹和延长断裂路径，从而提高冲击韧性，优于锻造态合金。相比而言，在退火热处理态合金中，初生α相含量相对较高，易于裂纹生长。而且体心立方的β基体含量较高，晶界和相界等裂纹易萌生生长的地方较少,因此冲击韧性也达到了52.41J·cm⁻²。β热处理态合金的晶粒大晶界少，即裂纹萌生和扩展的通道相对较少，同时集束状α相也能有效抵御裂纹的延伸,导致韧性优异高达53.00J·cm⁻²。

图6为不同状态下TA15钛合金的拉伸和冲击断口形貌。退火热处理态、双重热处理态和β热处理态的拉伸断口微观形貌均由典型的韧窝和白色撕裂棱组成，说明其断裂方式为韧性断裂。此外，退火热处理态宏观断口心部为灰暗的纤维区,边缘区域则是白亮的剪切唇和放射区，产生了明显的塑性变形，是典型的“杯锥形”形貌。相较于锻造态和双重热处理态，退火热处理态的韧窝更大更深，白色撕裂棱也更为明显，表面起伏更大，因此其塑性最好。而β热处理态拉伸断口以解理台阶状花纹为主,呈现出典型的脆性断裂特征，其宏观断口较为平直，无纤维区特征,无明显颈缩现象,断面收缩率较小,这也符合前文所述的低伸长率结果。

冲击断口微观形貌显示，退火热处理态合金在冲击断裂时存在明显韧窝和撕裂棱，且相较于锻造态和双重热处理态，韧窝尺寸更大更圆润，深度更深，说明其韧性更好。双重热处理态合金断口呈现高低起伏的形貌，这是因为大量片状α相阻碍了裂纹的扩展与蔓延，延长和弯折了扩展路径。锻造态合金断口有较多细小的孔洞，表明穿晶韧性断裂是其主要断裂机制。β热处理态合金断口呈现出河流状花样和解理台阶的特征，可观察到大量白色细小曲折的裂纹扩展纹路。说明其裂纹扩展路径长，冲击韧性优异。此时的微观组织为粗大的片状集束α组织,能够有效地抑制冲击时裂纹的扩展。综上所述，拉伸和冲击断口宏微观形貌特点与强塑韧性变化规律基本保持一致。

2.3 摩擦磨损性能分析

图7为室温和高温条件下不同状态TA15钛合金的摩擦系数随摩擦时间的变化规律。在25℃条件下，锻造态、退火热处理态、双重热处理态和β热处理态合金的平均摩擦系数分别为0.4704、0.3543、0.3479和0.3603。其中，锻造态TA15合金的摩擦系数曲线波动较大，这是因为磨损后有部分磨屑脱落到磨痕中，对磨损有一定的润滑作用，而TA15合金基底又相对耐磨，因此曲线波动较大。对于其他3种热处理状态的合金，双重热处理态具有最小的摩擦系数，曲线波动较大，这是因为磨损后有部分磨屑脱落到相对可动位错具有钉扎作用，且较小的片间距也有效提高了塑性变形的抗力，导致磨削球更难压入和转动;另一方面,其硬度高达443.7HV0.1,微观上原子间的结合力越强，原子被外力剥离的可能性越低，因此抵御磨损的能力越强，综上所述，双重热处理态合金的耐磨性最佳，摩擦系数整体水平变化规律为:锻造态>β热处理态>退火热处理态>双重热处理态。在500℃条件下，锻造态、退火热处理态、双重热处理态和β热处理态合金的平均摩擦系数分别为0.5270、0.4468、0.4046和0.4630。与25℃的摩擦系数变化规律相比,500℃的规律与之类似,但摩擦系数的整体水平相较较高，这是因为在高温条件下TA15合金发生了动态回复，具有明显的软化作用，抵抗磨损的能力减弱，摩擦系数增大。

图8为室温和高温条件下不同状态TA15钛合金磨损面的光学形貌。在25℃条件下，锻造态、退火热处理态、双重热处理态和β热处理态合金的最大磨痕深度分别为74.2、51.0、34.6和55.9μm,磨损体积分别为9.94×10⁷、2.57×10⁶、1.78×10⁶和6.77×10⁶μm³。如前所述，双重热处理态的三态组织主要由片间距小的片状α相组成，具有较大的变形抗力，导致Al₂O₃磨削球更难压入,因此最大磨痕深度最小。在500℃条件下，锻造态、退火热处理态、双重热处理态和β热处理态合金的最大磨痕深度分别为116、101、96.9和104μm,磨损体积分别为1.63×10⁸、7.32×10⁶、6.44×10⁶和9.07×10⁶μm³。与25℃条件下的规律类似，双重热处理态合金的最大磨痕深度最小。值得注意的是,500℃下其磨痕深度与退火热处理态和β热处理态较为接近，这主要可归因于高温条件下动态回复产生的软化作用削弱了片状α相抵抗形变的能力，因此磨痕深度较为接近。

由比磨损率计算公式得到室温和高温条件下不同状态TA15钛合金的比磨损率，如图9所示。在25℃条件下，锻造态TA15合金的比磨损率为8.61×10⁻⁶mm³·N⁻¹·m⁻¹,远高于退火热处理态、双重热处理态和β热处理态的2.22×10⁻⁷、1.54×10⁻⁷和5.86×10⁻⁷mm³·N⁻¹·m⁻¹。由此可见，热处理后生成的片状α相和集束状α相,有效降低了TA15合金的磨损率，从而大幅提高其耐磨性。而双重热处理态合金由于含有大量的片状α相,导致其磨损率低于其他热处理态。在500℃条件下,锻造态TA15合金的比磨损率为1.41×10⁻⁵mm³·N⁻¹·m⁻¹,远高于退火热处理态、双重热处理态和β热处理态的6.34×10⁻⁷、5.58×10⁻⁷和7.85×10⁻⁷ mm³·N⁻¹·m⁻¹。与25℃类似,500℃时双重热处理态磨损率依然最低，但相较25℃,比磨损率有所提升,这是因为高温条件下发生动态回复，有较强的软化作用，TA15更易磨损失效。

图10为室温和高温条件下不同状态TA15钛合金的磨损形貌。在25℃条件下，锻造态合金的磨损机理主要为磨粒磨损和粘着磨损。磨粒磨损的机制主要以挤压剥落机制为主，辅以少量的微切削机制，从图10(a)可以观察到明显的分层和撕裂痕迹,并伴有少量磨屑，是典型的犁耕和切割特征。图10(a)中C点磨粒的能谱分析结果显示，相较于A点和B点，其Al和O元素含量分别高达35.5%和37.9%,而Ti含量较少,且Au含量为零。说明该金属颗粒来自外界,这是因为Al₂O₃对磨球与基体发生金属黏着,在磨损过程中Al₂O₃颗粒被破坏，并转移到基体上，是典型的粘着磨损。退火热处理与双重热处理态TA15钛合金的磨损形式主要以磨粒磨损为主,形貌中出现了明显的机械犁削和切割撕裂痕迹，主要机制为微切削和挤压剥落。图10(b)中D点和图10(c)中I点等磨粒中Al、O元素含量均属于正常水平，远低于图10(a)中的C点。β热处理态TA15钛合金的磨损形式为粘着磨损，存在大片黏着撕裂和分层的痕迹，同时还能观察到少量的剥落坑。此外，图10(d)中K点磨屑成分具有Al、O元素含量高而Au元素含量为0的特点，这是发生粘着磨损的重要证据。

与之相比,500℃条件下不同状态TA15钛合金的磨痕更宽，犁沟更深、更密，可归因于高温下动态回复产生的软化作用，导致犁沟深而密。此外，高温氧化使得各特征点的氧含量都较高。从图10(e)可以明显观察到灰白色的高温氧化痕迹，如图中M点的能谱所示，其氧含量高达49.4%;N点颗粒不含Au元素，但含有较高的Al元素，证明其为Al₂O₃球转移的磨屑。因此，锻造态TA15钛合金的磨损机制为氧化磨损和粘着磨损。图10(f)中同样存在分层和撕裂痕迹，但与室温条件不同的是，层状边缘为灰白色。此外，图10(f)中Q点颗粒的元素特征与图10(e)中N点类似，因此退火态TA15钛合金磨损机制为磨粒磨损、氧化磨损和粘着磨损。图10(g)中存在明显的犁沟和剥落层，表现出磨粒磨损中微切削和挤压剥落的典型特征，同时T点的氧含量远超图10(c)中G点，因此双重热处理态的TA15磨损机制主要为磨粒磨损和氧化磨损。与图10(g)不同的是，图10(h)中还存在粘着磨损特征点X,因而β热处理态TA15的磨损机制为磨粒磨损、氧化磨损和粘着磨损。

表2 图10中各点的能谱分析结果(质量分数，%)

3、结论

1)锻造态TA15微观组织由69.4%初生α相和30.6%β转变基体构成;退火热处理态组织为32.3%初生α、编织交错的片状α和少量的β转变基体组成的三态组织;双重热处理态组织为15.6%初生α、编织交错的片状α和少量的β转变基体组成的三态组织;β热处理态组织由集束状α和残留的β大晶界构成;

2)双重热处理态强韧匹配最佳,抗拉强度为1090.04MPa,硬度为443.7HV0.1,冲击韧性为40.90J·cm⁻²,伸长率为19.39%,其组织中较高含量编织交错片间距小的片状α相，既能起到钉扎作用，提高强度与硬度，又能阻碍裂纹的扩展与蔓延，同时也能降低位错塞积的概率;

3)双重热处理态耐磨性最佳，当摩擦磨损温度为25和500℃时，摩擦系数分别为0.3479和0.4046，最大磨痕深度为34.6和96.9μm,比磨损率分别为1.54×10⁻⁷和5.58×10⁻⁷mm³·N⁻¹·m⁻¹,其磨损机理室温为磨粒磨损，高温为磨粒磨损和氧化磨损。

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（注，原文标题：热处理工艺对TA15钛合金力学性能和耐磨性的影响）