飞机用TA15钛合金棒高温与室温拉伸性能的研究

钛及钛合金具有耐高温、耐腐蚀性、比强度高、密度小及耐低温等优异性能，在海洋工程、航空发动机、氢氧发动机、化工等不同领域都有十分广泛的应用，发展前景良好[1-2]。TA15钛合金的名义成分为Ti-6.5A1-2Zr-1Mo-1V，是一种中强度的近α型钛合金，强化方式除了添加α型稳定元素Al进行固溶强化以外，还加入Mo和V两种β型稳定元素以及中间元素Zr进行强化，使其具有优异的热强性、焊接性以及工艺塑性等特点，在飞机机匣、发动机叶片、氢氧发动机结构件等领域均有大量应用[3-4]。

由于TA15钛合金在诸多领域的应用愈加广泛，对其性能的要求也更加严格，研究更加深入和多面化。周松等[5]进行了激光沉积修复TA15钛合金断裂韧度研究。结果表明：激光修复后的试样其各方面断裂韧性均小于基材，屈强差越大，断裂韧性越大，体修复后的裂纹扩展位于热影响区，而面修复后的裂纹扩展在网篮组织、双态组织及热影响区内同时进行。董显娟等[6]研究了β转变组织TA15钛合金的流动软化行为。结果表明：影响其流动软化机制的重要因素为变形热效应，随着应变速率的提高和变形温度的降低，变形热软化程度增强，控制流动软化的机制有动态回复、动态再结晶以及流动失稳缺陷等因素。本文以TA15钛合金棒材为研究对象，研究了棒材在不同退火温度后的金相组织、室温拉伸以及高温拉伸的力学性能演变规律，可为TA15钛合金的生产应用提供参考。

1、试验材料与方法

试验原材料为TA15钛合金棒材，具体化学成分见表1。合金的原始锻态金相组织如图1所示。该金相组织为等轴组织，其中α相形态有两种，一种为初生α相，在基体上均匀分布的；另一种为次生α相，主要在βT（β转变组织）中，原始金相组织由初生α相和βT（细条次生α相，次生α相之间黑色底为残余β）组成。合金相变点测定根据GB/T23605—2009《钛合金转变温度β测定方法》执行，测得其相变点为1010～1015℃。

将TA15钛合金棒材切割成若干份，进行室温与高温拉伸性能测试，其中室温拉伸测试方法为：将切割后棒材放入箱式电阻炉中分别进行870、900、930、960℃的热处理，保温时间为1.5h，冷却方式为空冷（AC），热处理完成后，从棒材上取样并进行金相组织观察和室温拉伸性能测试。高温拉伸测试方法为：将棒材加工成高温拉伸试样后，将试样装入试验设备中进行加热，待温度升到870、900、930、960℃后并保温10min，随后分别在这4种温度下进行高温拉伸试验。

使用ICX41M光学显微镜观察并拍照金相组织；使用INSTRON-5580万能试验机进行室温和高温拉伸性能测试；室温及高温拉伸试样断口形貌使用QUANTA型扫描电镜观察，室温与高温拉伸试样均为L向（棒材纵向），每组试验测试3个试样，最后取平均值作为试验结果。

2、结果与讨论

2.1金相组织

图2为TA15合金经过不同温度退火后的金相组织。由图2可知，与原始锻态组织相比，合金在870℃时（图2（a）），初生α相尺寸减小，βT组织消失，除了初生α相以外，组织内还有细小次生α相均匀分布。因为TA15棒材在两相区锻造时的塑性变形使组织位错密度增多，同时还有少量变形能以应变能的形式储存起来。所以，在870℃退火时，合金以回复为主，释放部分变形储能，增强内部原子扩散，降低组织位错密度。当退火温度在900℃时（图2（b）），组织内初生α相和细小次生α相含量减少，温度升高导致原子扩散能力提高，变形时发生畸变的晶粒和未发生畸变的晶粒有内能差产生，在其作用下，发生变形的晶粒转变为位错密度低且无应变的等轴晶，变形储能得到进一步释放。退火温度在930℃时（图2（c）），细小次生α相含量进一步减少，组织内出现完整的β晶粒。由于退火温度进一步升高，组织内平衡α相的体积分数增加，使α相开始 沿着β/β晶界逐渐向再结晶β片层中渗透，导致β晶粒开始分离[7]。当温度达到960℃时（图2（d）），组织内的β晶粒中有新的细小的α相析出（α_s），与残余β相组成新的β_T组织，此时合金的组织由等轴组织转变为双态组织。通常情况下，组织中α_s是否析出由加热后合金冷却速度和β基体内元素含量决定[7]。因为退火温度会影响合金中元素再分配的过程，当退火温度升高时，α相向β相转变增多，元素再分配会使β稳定元素在β相中的含量下降，同时组织内α稳定元素含量增加，β相的稳定性在冷却过程中降低，促使α_s相析出。又因为冷却速度相同时，退火温度决定冷却时间的长短，温度越高，冷却时间越长，对于α_s的析出越有利。

2.2室温拉伸性能

图3为不同温度退火后合金的室温拉伸性能。

由图3可得，随着退火温度的升高，合金强度先下降然后升高，塑性呈现出相反趋势，在960℃退火温度下，抗拉强度（Rm）最高可达1071MPa，屈服强度（Rp0.2）为881MPa；在930℃退火温度下，断后伸长率（A）最高为17.5%，断面收缩率（Z）为46%。这是因为随着退火温度的升高，组织内α相向β相开始转变，组织中α相和β相同时发生回复与再结晶。

在870℃退火时，以回复为主，锻造变形产生的位错无法完全去除，导致合金的强度较低[8]。当退火温度为900℃时，以再结晶为主，随着α--->β相转变进行，组织的次生α相发生溶解，导致β相发生软化，合金在强度降低的同时塑性提高。因此，当退火温度升高到930℃时，合金的强度与塑性变化更加明显。相比900℃退火，组织中初生α相更小，大部分次生α相融入β相中，组织中出现软化后的β晶粒，致使合金的强度降低到最小值，塑性达到最大值。在960℃进行退火时，合金的力学性能受到α--->β相转变过程中初生α相的形态和含量发生变化以及冷却过程中α_s相析出的双重影响。合金发生塑性变形时，滑移首先在等轴α晶粒中开始，形变在不断增加过程中，越来越多的初生α相晶粒被滑移所占据，由于此时组织中存在β_T，导致滑移会向β_T内扩展，βT内的αs相是影响合金强度的主要因素[9]，大量的细小α_s相相互交错分布于β_T中，此时的相界面对滑移有阻碍作用，导致合金难以发生变形，强度增大。而等轴α晶粒具有缩小滑移带间距的作用，使得位于晶界处位错塞积减小，延迟空洞的形核及长大，增强合金发生断裂前所承受变形的程度，对合金塑性具有有利作用[10-12]。

2.3高温拉伸性能

图4为TA15合金在不同温度下的高温拉伸性能。由图4可知，随着拉伸温度的提高，合金的强度和塑性呈现相反趋势。在870℃时，强度最高，塑性最低，其中抗拉强度（Rm）为258MPa，屈服强度（R_p0.2）为189MPa；在960℃时，强度最低，塑性最高，其中断后伸长率（A）最高为280%。与室温拉伸相比，高温拉伸的合金强度明显降低，塑性明显上升。高温拉伸时，合金内部能量升高，增大原子的震动范围，进行塑性变形的晶格会位于新的平衡位置，在拉伸开始时，合金是以弹性变形为主，并包含少量塑性变形的混合变形，导致其与室温拉伸有所不同。也有研究指出[13]：在高温拉伸时，组织内的动态回复与动态再结晶相对与室温更容易发生，位错密度降低，合金软化效果增加，导致形变容易发生，强度降低。当拉伸温度为870℃时，此时变形温度较低，当发生变形时，晶粒滑移会导致组织中有大量位错产生，并产生位错缠结和堆积现象，导致位错密度增加，合金具有一定硬化现象，导致应力上升，强度较高。当拉伸温度为900℃时，随着温度的升高会导致组织内晶界强度降低，变形时晶粒会被拉长，表现为塑性增大，同时提高温度还会促进动态再结晶，降低晶界滑动时所导致的晶界附近应力集中现象，促进变形发展，塑性提高。同时再结晶还会降低位错密度，减弱硬化效果，导致强度降低。当变形温度升到930℃时，较高温度会大幅降低位错滑移时的临界分切应力，促进晶界滑移与位错滑移产生，较高温度还会使α相溶解度增加，次生α相减少会降低强化作用，合金强度进一步下降。当拉伸温度为960℃时，α相溶解度进一步增加，组织发生α--->β相的转变增多，初生α相细小且呈等轴状，组织内晶界数量增多、长度变短，合金发生变形时容易产生晶界滑动，且β相具有更多的滑移系，变形时更容易进行晶内滑移[14]，从而使合金塑性达到最大值。

2.4断口分析

图5为TA15合金经过不同温度退火后的室温拉伸断口形貌。由图5可知，不同退火温度的断口形貌大致相同，均以韧窝为主，形貌均为等轴韧窝，具有明显的韧性断裂特征。合金塑性大小通常由韧窝的深浅和大小决定，当韧窝深且大时，合金具有良好塑性，当韧窝浅且小时，合金塑性较差[15]。退火温度为870、900℃时，断口韧窝形貌分布均匀且为等轴状韧窝，但韧窝较小较浅（图5（a）、（b））。当合金退火温度为930℃时，韧窝有大有小，分布均匀，且韧窝较深（（图5（c）），塑性达到最佳值。当退火温度继续升高至960℃时，组织中形成β_T，其中含有细小αs相，进行拉伸时，当裂纹扩展至α_s相时，由于不同α_s相取向各异，当裂纹到达其边界位置时，取向不同的αs相对其阻碍不同，界面上会有空洞出现（图5（d）），宏观上体现为合金塑性下降[16]。

图6为不同拉伸温度下TA15合金的高温拉伸断口形貌。由图可见，与室温拉伸断口形貌相比，高温拉伸断口中同样包含大量的等轴状韧窝，其韧窝尺寸更大更深，且韧窝的大小和深度随着拉伸温度升高而变大，具有软化后的流变特征，是明显的韧性断裂。高温拉伸断口处有众多大尺寸韧窝产生，说明合金在断裂前有较大的塑性变形发生，而其断口处除了一定数量大尺寸韧窝外，较大的韧窝周围分布着一定数量小韧窝。断口中较大较深的韧窝通常是由α束域或等轴α晶粒在断裂过程中形成，小韧窝一般由片状α或β晶粒在断裂时所形成。

3、结论

（1）合金的原始组织为等轴组织，退火后合金的初生α相尺寸减小，β_T组织消失，并有细小次生α相均匀分布。随着退火温度的升高，组织经历回复与再结晶过程，同时组织内β晶粒中有细小α_s析出，与残余β相组成新的β_T组织，组织变为双态组织。

（2）随着退火温度的升高，室温下合金强度先下降再升高，塑性呈现出相反趋势，在960℃时强度最高，抗拉强度为1071MPa，屈服强度为881MPa，在930℃时塑性最佳，断后伸长率为17.5%，断面收缩率为46%。高温拉伸试验中，在870℃时强度最高，抗拉强度为258MPa，屈服强度为189MPa，在960℃时，塑性最高，断后伸长率最高为280%。

（3）不同热处理温度的室温断口形貌大致相同，均为等轴韧窝；不同拉伸温度下的高温拉伸断口中同样包含大量的等轴状韧窝，其韧窝尺寸更大更深，室温与高温拉伸的断口形貌均为韧性断裂的特征。

参考文献:

[1]郭鲤，何伟霞，周鹏，等．我国钛及钛合金产品的研究现状及发展前景[J]．热加工工艺，2020，49(22)：22-28．

[2]《稀有金属加工手册》编写组．稀有金属材料加工手册[M].北京：冶金工业出版，1984．

[3]许爱军，万海锋，梁春祖，等．低温钛合金材料应用现状及发展趋势[J]．精密成形工程，2020，6(12)：145-156．

[4]田永武，朱乐乐，李伟东，等．高温钛合金的应用及发展[J].热加工工艺，2020，49(8)：17-20．

[5]周松，查涛，回丽，等．激光沉积修复TA15钛合金断裂韧度研究[J]．稀有金属材料与工程，2021，50(7)：2528-2535．

[6]董显娟，胡生双，徐勇，等．β转变组织TA15钛合金的流动软化行为[J]．中国有色金属学报，2021，31(4)：858-867．

[7]LüTjeringG，WilliamsJC．Titanium[M]．Berlin：SpringerVerlag，2007．

[8]PanJinsheng，QuanJianmin，TianMinbo．Fundamentalofmaterialsscience[M]．Beijing：TsinghuaUniversityPress，2011.

[9]SauerC，LuetjeringG．Thermo-mechanicalprocessingofhighstrengthTi-titaniumalloysandeffectsonmicrostructureandproperties[J]．JournalofMaterialsProcessingTechnology，2001，117：311-317．

[10]HuangLJ，GengL，LiAB，etal．CharacteristicsofhotcompressionbehaviorofTi-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Sialloywithanequiaxedmicrostructure[J]．MaterialsScienceandEngineer-ingA，2008，489(1/2)：330-339．

[11]ShiXiaohui，ZengWeidong，LongYu，etal．Microstructureevolutionandmechanicalpropertiesofnear-αTi-8Al-1Mo-1Valloyatdifferentsolutiontemperaturesandcoolingrates[J].JournalofAlloysandCompounds，2017，727：555-565．

[12]ZhouYG，ZengWD，YuHQ．Aninvestigationofanewnear-betaforgingprocessfortitaniumalloysanditsapplicationinaviationcomponents[J]．MaterialsScienceandEngineeringA，1996，221(1)：204-212．

[13]ZhuShenliang，DongHongbo，ZhangGuihua，etal.Superplas-tictensiledeformationbehaviorofTC21titaniumalloy[J].Spe-cialCasting&NonferrousAlloys，2014，134(11)：1217-1221．

[14李波，张沛．TC4合金高温拉伸变形力学行为与微观组织演变关联研究[J]．锻压技术，2015(6)：108-115．

[15]刘畅，董月成，方志刚．新型高强韧Ti-Al-Fe-B系钛合金组织和性能研究[J]．稀有金属材料与工程，2020，49(5)：1607-1613.

[16]杜宇，郭荻子，刘伟，等．冷变形及退火参数对CT20钛合金管材组织和拉伸性能的影响[J]．中国有色金属学报，2010，20(S1)：1045-1049．