面向航空發動機壓氣機葉片和汽車排氣系統服役環境的TA15鈦合金熱處理工藝-微觀組織-力學性能-摩擦磨損性能四維映射關系構建及雙重熱處理態最優強韌耐磨綜合性能形成機制

TA15鈦合金名義成分為Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V，主要強化機制是Al元素的固溶強化，屬于高Al當量的近α型鈦合金。該合金既具有α型鈦合金高溫性能良好[1]、組織穩定[2]、可焊性好[3]等優點，又具備α+β型鈦合金良好的力學性能[4]、工藝塑性[5]和耐熱性[6]。因此，被廣泛運用于汽車工業[7]、石油化工[8]、生物醫療[9]和航空航天[10]等領域。

熱處理工藝能夠提高材料綜合性能[11]、改善切削加工性能[12]和消除殘余應力[13]等，因而被廣泛用于生產熱作模具鋼[14]、鎳基合金[15]、鋁合金[16]和鈦合金[17]等領域。目前，針對TA15合金的熱處理工藝、微觀組織和綜合性能之間關系的研究是相關領域的熱點問題之一，如呂逸帆等[18]發現在940℃退火處理后,TA15合金的微觀組織為初生α相+片狀次生α相+β相,兼具1026 MPa的抗拉強度和48J·cm?2的沖擊韌性;盧凱凱等[19-20]研究表明當熱處理工藝為975℃×1h/WC(Water cooling)+850℃×2h/AC(Air cooling)時,TA15合金具有良好的強韌性匹配,其微觀組織由初生等軸α相、片狀α相和β轉變組織組成;張旺鋒等[21]研究發現TA15合金在1020℃的β熱處理后得到的片狀組織力學性能均低于兩相區熱處理得到的三態組織，但片狀組織的斷裂韌性、疲勞裂紋擴展速率優于三態組織。隨著鈦合金服役環境的愈加復雜惡劣，其相對較差的摩擦磨損性能也在一定程度上限制了合金的廣泛應用[22],而針對TA15合金熱處理工藝對耐磨性能影響方面的研究工作卻鮮有報道。因此，本文研究了退火熱處理、雙重熱處理和β熱處理3種不同熱處理工藝對TA15合金微觀組織、力學性能和耐磨性的影響規律，探討了工藝、組織和性能之間的關聯機制，旨在為TA15合金熱處理工藝的選擇提供理論基礎和試驗依據。

1、試驗材料及方法

1.1 試驗原料

試驗材料為鍛造態TA15合金,采用XRF-1800型X射線熒光光譜儀測試其實際化學成分,結果如表1所示。利用JEOL JSM-7800F場發射掃描電鏡(FESEM)和ImageJ軟件對合金初始微觀組織進行統計分析,如圖1(a)所示,其微觀組織由69.4%的初生α相和30.6%的β轉變基體構成。使用JmatPro軟件計算并繪制出合金的熱力學平衡相圖,如圖1(b)所示，其相變點約為990℃，與相關文獻報道相吻合[23]。

表1 TA15合金的實際化學成分(質量分數，%)

1.2 試驗方案

使用KF-1200箱式熱處理爐對TA15合金進行退火熱處理、雙重熱處理和β熱處理，其熱處理工藝制度如圖2所示。再對原始態和熱處理態的TA15合金進行微觀組織觀察:首先對樣品表面進行機械研磨,然后利用IT6300直流電源進行電解拋光,拋光液為34%正丁醇+6%高氯酸+60%甲醇，拋光溫度為-20℃,拋光電壓為15V,拋光時間為60s。最后進行腐蝕,腐蝕劑為Kroll試劑,成分為10%氫氟酸+20%硝酸+70%純凈水，腐蝕時間為10s。

根據GB/T228.1-2021《金屬材料拉伸試驗第1部分:室溫試驗方法》要求,分別在4種狀態的TA15合金材料中取長寬為45mm×10mm、標距為18 mm、厚度為2mm的常溫拉伸試樣,并利用DDL100型電子萬能試驗機進行常溫拉伸試驗，拉伸速率為1mm/min,每組平行測試3個試樣,取平均值以減小誤差。根據GB/T229-2020《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》要求，分別在4種狀態的TA15合金材料中取10mm×10mm×55mm且具有V型缺口的沖擊試樣,并利用NI150金屬擺錘沖擊試驗機測量沖擊吸收功,每組平行測試3個試樣,取平均值以減小誤差。根據GB/T23604-2009《鈦及鈦合金產品力學性能試驗取樣方法》要求,分別在4種狀態的TA15合金材料中取10mm×10mm×10mm的硬度試樣,并利用YQ81C型維氏硬度計測量微觀硬度,每組測試7個點,加載載荷為0.1kg,加載時間為10s,去除最大值和最小值，再取平均值作為最終硬度。

利用THT07-135型摩擦磨損試驗機進行磨損試驗,為便于利用光學輪廓儀成像得到數據,對樣品表面進行噴金以增強樣品的反光性,在室溫(25℃)和高溫(500℃)下對鈦合金進行摩擦磨損性能測試,試樣尺寸為?(24.5~24.8) mm×(8.1~8.15) mm,每個參數平行測試兩組，取平均值以減小誤差。其他試驗條件:摩擦時間為30min,摩擦速度為1000r/min,摩擦行程為圓周運動直徑12.25mm。摩擦氣氛為大氣氣氛,摩擦副類型為點接觸,點接觸尺寸為直徑6mm,對磨球材料為Al?O?。摩擦因數為整個滑動過程的平均值，由摩擦試驗機自動記錄。比磨損率K按公式(1)計算[24-25]:

式中: ΔV為磨損體積;F為外加載荷,取10N;S為總滑行距離，取1155m。

使用JSM-7800F型場發射掃描電鏡(SEM)拍攝TA15腐蝕后的微觀組織,所用加速電壓為20kV;利用D/MAX2500型X射線衍射儀對經砂紙打磨、機械拋光后的試樣進行物相分析。X射線管選用特征波長為0.1542 nm Cu靶,掃描步長4°/min,衍射角范圍 30 ° ～  90 °。

2、結果與討論

2.1 微觀組織分析

圖3為TA15鈦合金熱處理后的微觀組織。如圖3(a)所示,退火熱處理態組織由32.3%的初生α、編織交錯的片狀α和少量的β轉變基體組成;如圖3(b)所示,雙重熱處理態組織的組分沒有變化,但相較于退火態組織,其初生α含量由32.3%下降至15.6%,同時片狀α組織大幅增多。一方面雙重熱處理的第一重近β固溶處理溫度較高，更接近TA15鈦合金相變點990℃,進一步促進了初生α相向片狀α相轉變,同時采用水淬的冷卻工藝,冷速較快,導致片狀α層片厚度變小,因此其綜合性能更好;另一方面第二重兩相區退火熱處理使部分初生α相球化溶解,從而導致其含量降低。如圖3(c)所示,β熱處理在相變點溫度以上的β相區進行,由于TA15鈦合金中Mo等β相穩定元素含量較低,空冷后β相發生相變轉變為粗大集束狀α相,但仍保留了原始的β大晶界，形成了典型的魏氏組織。相較于退火熱處理，隨著熱處理溫度的升高，初生α相完全消失，晶粒尺寸顯著增大。從圖4不同狀態TA15鈦合金的XRD圖譜可看出，退火熱處理和雙重熱處理后，三強峰的強度均有所增加;β熱處理后，初始組織中的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相殘余。

2.2 力學性能分析

圖5對比了不同狀態下TA15鈦合金的力學性能。由圖5可見，雙重熱處理態的抗拉強度為1090.04MPa、屈服強度為966.46MPa、硬度為443.7 HV0.1,屈強比為0.887,均為4種狀態下合金的最佳力學性能。這主要是因為雙重熱處理態下合金可獲得三態組織，其中，初生α相僅占15.6%，而片狀α相占比很高。初生α相晶界是裂紋萌生和擴展的通道，其含量越少越不容易發生斷裂。相比之下，裂紋在片狀α相的擴展和其方向有關。若方向一致，裂紋可直接從片狀α相中間縫隙通過;若方向不一致，裂紋則需穿過或繞過片狀α相,產生明顯的停滯效應或被迫改變方向。此外，片狀α相大都雜亂無章地編織交錯在一起，能夠較好地抑制裂紋的萌生與擴展。同時，彌散析出的片狀α相對可動位錯具有釘扎作用，有效提高了合金的強度與硬度。雙重熱處理態合金的伸長率為19.39%，塑性良好。密排六方的初生α相能夠協調變形，因此鍛造態和退火熱處理態合金的塑性更為優異。片狀α相一方面降低初生α相間的平均自由程，減小滑移帶間距，降低位錯塞積的概率;另一方面,雙重熱處理態的片狀α相片層寬度更小，能夠小幅提高合金的塑性，同時保持足夠強度。考慮初生α相和片狀α相的綜合作用，退火熱處理態合金的塑性最佳，伸長率為26.91%。而β熱處理態合金的伸長率僅為5.36%，可歸因于粗大的魏氏體組織使塑性顯著降低。

此外,雙重熱處理態合金的沖擊韌性也達到了40.90J·cm?2。這主要是因為片狀α相能有效偏轉裂紋和延長斷裂路徑，從而提高沖擊韌性，優于鍛造態合金。相比而言，在退火熱處理態合金中，初生α相含量相對較高，易于裂紋生長。而且體心立方的β基體含量較高，晶界和相界等裂紋易萌生生長的地方較少,因此沖擊韌性也達到了52.41J·cm?2。β熱處理態合金的晶粒大晶界少，即裂紋萌生和擴展的通道相對較少，同時集束狀α相也能有效抵御裂紋的延伸,導致韌性優異高達53.00J·cm?2。

圖6為不同狀態下TA15鈦合金的拉伸和沖擊斷口形貌。退火熱處理態、雙重熱處理態和β熱處理態的拉伸斷口微觀形貌均由典型的韌窩和白色撕裂棱組成，說明其斷裂方式為韌性斷裂。此外，退火熱處理態宏觀斷口心部為灰暗的纖維區,邊緣區域則是白亮的剪切唇和放射區，產生了明顯的塑性變形，是典型的“杯錐形”形貌。相較于鍛造態和雙重熱處理態，退火熱處理態的韌窩更大更深，白色撕裂棱也更為明顯，表面起伏更大，因此其塑性最好。而β熱處理態拉伸斷口以解理臺階狀花紋為主,呈現出典型的脆性斷裂特征，其宏觀斷口較為平直，無纖維區特征,無明顯頸縮現象,斷面收縮率較小,這也符合前文所述的低伸長率結果。

沖擊斷口微觀形貌顯示，退火熱處理態合金在沖擊斷裂時存在明顯韌窩和撕裂棱，且相較于鍛造態和雙重熱處理態，韌窩尺寸更大更圓潤，深度更深，說明其韌性更好。雙重熱處理態合金斷口呈現高低起伏的形貌，這是因為大量片狀α相阻礙了裂紋的擴展與蔓延，延長和彎折了擴展路徑。鍛造態合金斷口有較多細小的孔洞，表明穿晶韌性斷裂是其主要斷裂機制。β熱處理態合金斷口呈現出河流狀花樣和解理臺階的特征，可觀察到大量白色細小曲折的裂紋擴展紋路。說明其裂紋擴展路徑長，沖擊韌性優異。此時的微觀組織為粗大的片狀集束α組織,能夠有效地抑制沖擊時裂紋的擴展。綜上所述，拉伸和沖擊斷口宏微觀形貌特點與強塑韌性變化規律基本保持一致。

2.3 摩擦磨損性能分析

圖7為室溫和高溫條件下不同狀態TA15鈦合金的摩擦系數隨摩擦時間的變化規律。在25℃條件下，鍛造態、退火熱處理態、雙重熱處理態和β熱處理態合金的平均摩擦系數分別為0.4704、0.3543、0.3479和0.3603。其中，鍛造態TA15合金的摩擦系數曲線波動較大，這是因為磨損后有部分磨屑脫落到磨痕中，對磨損有一定的潤滑作用，而TA15合金基底又相對耐磨，因此曲線波動較大。對于其他3種熱處理狀態的合金，雙重熱處理態具有最小的摩擦系數，曲線波動較大，這是因為磨損后有部分磨屑脫落到相對可動位錯具有釘扎作用，且較小的片間距也有效提高了塑性變形的抗力，導致磨削球更難壓入和轉動;另一方面,其硬度高達443.7HV0.1,微觀上原子間的結合力越強，原子被外力剝離的可能性越低，因此抵御磨損的能力越強，綜上所述，雙重熱處理態合金的耐磨性最佳，摩擦系數整體水平變化規律為:鍛造態>β熱處理態>退火熱處理態>雙重熱處理態。在500℃條件下，鍛造態、退火熱處理態、雙重熱處理態和β熱處理態合金的平均摩擦系數分別為0.5270、0.4468、0.4046和0.4630。與25℃的摩擦系數變化規律相比,500℃的規律與之類似,但摩擦系數的整體水平相較較高，這是因為在高溫條件下TA15合金發生了動態回復，具有明顯的軟化作用，抵抗磨損的能力減弱，摩擦系數增大。

圖8為室溫和高溫條件下不同狀態TA15鈦合金磨損面的光學形貌。在25℃條件下，鍛造態、退火熱處理態、雙重熱處理態和β熱處理態合金的最大磨痕深度分別為74.2、51.0、34.6和55.9μm,磨損體積分別為9.94×10?、2.57×10?、1.78×10?和6.77×10?μm3。如前所述，雙重熱處理態的三態組織主要由片間距小的片狀α相組成，具有較大的變形抗力，導致Al?O?磨削球更難壓入,因此最大磨痕深度最小。在500℃條件下，鍛造態、退火熱處理態、雙重熱處理態和β熱處理態合金的最大磨痕深度分別為116、101、96.9和104μm,磨損體積分別為1.63×10?、7.32×10?、6.44×10?和9.07×10?μm3。與25℃條件下的規律類似，雙重熱處理態合金的最大磨痕深度最小。值得注意的是,500℃下其磨痕深度與退火熱處理態和β熱處理態較為接近，這主要可歸因于高溫條件下動態回復產生的軟化作用削弱了片狀α相抵抗形變的能力，因此磨痕深度較為接近。

由比磨損率計算公式得到室溫和高溫條件下不同狀態TA15鈦合金的比磨損率，如圖9所示。在25℃條件下，鍛造態TA15合金的比磨損率為8.61×10??mm3·N?1·m?1,遠高于退火熱處理態、雙重熱處理態和β熱處理態的2.22×10??、1.54×10??和5.86×10??mm3·N?1·m?1。由此可見，熱處理后生成的片狀α相和集束狀α相,有效降低了TA15合金的磨損率，從而大幅提高其耐磨性。而雙重熱處理態合金由于含有大量的片狀α相,導致其磨損率低于其他熱處理態。在500℃條件下,鍛造態TA15合金的比磨損率為1.41×10??mm3·N?1·m?1,遠高于退火熱處理態、雙重熱處理態和β熱處理態的6.34×10??、5.58×10??和7.85×10?? mm3·N?1·m?1。與25℃類似,500℃時雙重熱處理態磨損率依然最低，但相較25℃,比磨損率有所提升,這是因為高溫條件下發生動態回復，有較強的軟化作用，TA15更易磨損失效。

圖10為室溫和高溫條件下不同狀態TA15鈦合金的磨損形貌。在25℃條件下，鍛造態合金的磨損機理主要為磨粒磨損和粘著磨損。磨粒磨損的機制主要以擠壓剝落機制為主，輔以少量的微切削機制，從圖10(a)可以觀察到明顯的分層和撕裂痕跡,并伴有少量磨屑，是典型的犁耕和切割特征。圖10(a)中C點磨粒的能譜分析結果顯示，相較于A點和B點，其Al和O元素含量分別高達35.5%和37.9%,而Ti含量較少,且Au含量為零。說明該金屬顆粒來自外界,這是因為Al?O?對磨球與基體發生金屬黏著,在磨損過程中Al?O?顆粒被破壞，并轉移到基體上，是典型的粘著磨損。退火熱處理與雙重熱處理態TA15鈦合金的磨損形式主要以磨粒磨損為主,形貌中出現了明顯的機械犁削和切割撕裂痕跡，主要機制為微切削和擠壓剝落。圖10(b)中D點和圖10(c)中I點等磨粒中Al、O元素含量均屬于正常水平，遠低于圖10(a)中的C點。β熱處理態TA15鈦合金的磨損形式為粘著磨損，存在大片黏著撕裂和分層的痕跡，同時還能觀察到少量的剝落坑。此外，圖10(d)中K點磨屑成分具有Al、O元素含量高而Au元素含量為0的特點，這是發生粘著磨損的重要證據。

與之相比,500℃條件下不同狀態TA15鈦合金的磨痕更寬，犁溝更深、更密，可歸因于高溫下動態回復產生的軟化作用，導致犁溝深而密。此外，高溫氧化使得各特征點的氧含量都較高。從圖10(e)可以明顯觀察到灰白色的高溫氧化痕跡，如圖中M點的能譜所示，其氧含量高達49.4%;N點顆粒不含Au元素，但含有較高的Al元素，證明其為Al?O?球轉移的磨屑。因此，鍛造態TA15鈦合金的磨損機制為氧化磨損和粘著磨損。圖10(f)中同樣存在分層和撕裂痕跡，但與室溫條件不同的是，層狀邊緣為灰白色。此外，圖10(f)中Q點顆粒的元素特征與圖10(e)中N點類似，因此退火態TA15鈦合金磨損機制為磨粒磨損、氧化磨損和粘著磨損。圖10(g)中存在明顯的犁溝和剝落層，表現出磨粒磨損中微切削和擠壓剝落的典型特征，同時T點的氧含量遠超圖10(c)中G點，因此雙重熱處理態的TA15磨損機制主要為磨粒磨損和氧化磨損。與圖10(g)不同的是，圖10(h)中還存在粘著磨損特征點X,因而β熱處理態TA15的磨損機制為磨粒磨損、氧化磨損和粘著磨損。

表2 圖10中各點的能譜分析結果(質量分數，%)

3、結論

1)鍛造態TA15微觀組織由69.4%初生α相和30.6%β轉變基體構成;退火熱處理態組織為32.3%初生α、編織交錯的片狀α和少量的β轉變基體組成的三態組織;雙重熱處理態組織為15.6%初生α、編織交錯的片狀α和少量的β轉變基體組成的三態組織;β熱處理態組織由集束狀α和殘留的β大晶界構成;

2)雙重熱處理態強韌匹配最佳,抗拉強度為1090.04MPa,硬度為443.7HV0.1,沖擊韌性為40.90J·cm?2,伸長率為19.39%,其組織中較高含量編織交錯片間距小的片狀α相，既能起到釘扎作用，提高強度與硬度，又能阻礙裂紋的擴展與蔓延，同時也能降低位錯塞積的概率;

3)雙重熱處理態耐磨性最佳，當摩擦磨損溫度為25和500℃時，摩擦系數分別為0.3479和0.4046，最大磨痕深度為34.6和96.9μm,比磨損率分別為1.54×10??和5.58×10??mm3·N?1·m?1,其磨損機理室溫為磨粒磨損，高溫為磨粒磨損和氧化磨損。

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（注，原文標題：熱處理工藝對TA15鈦合金力學性能和耐磨性的影響）