航空发动机叶片用TC6钛合金400~450℃长时服役条件下的组织稳定性预评估：基于不同退火态显微组织(等轴α相含量38.2%~56.9%)与力学性能数据库的服役行为预测模型构建

钛及钛合金具有密度低、强度比高、抗蚀性能好以及生物相容性优良等特点，主要应用于化工、医疗、汽车、航空航天等领域[1]。TC6(Ti-6Al-2.5Mo-1.5Cr-0.5Fe-0.3Si)钛合金作为一种综合性能良好的马氏体型α+β两相钛合金，对标俄罗斯牌号BT3-1，具有塑性高、加工性能好、强度及冲击韧性高等特点，主要应用于航空发动机叶片、紧固件等重要结构件，可长时间在400~450℃环境下服役[2-4]。TC6含有α相稳定化元素Al、同晶形β相稳定化元素Mo、共晶形β相稳定化元素Cr、Fe、Si， β相稳定系数 K β  =  0.6，一般在退火状态下应用。TC6钛合金的组织和性能对热处理方法和热处理冷却速度较为敏感[2]。

当前，随着武器装备快速全域机动部署作战要求，对兵器材料轻量化提出了很高要求[5]。钛合金具有比强度高、耐热性好、耐腐蚀、无磁、良好的塑形和韧性等优异性能，因此成为提高武器装备在不同场景的应用性能和武器装备轻量化的首选材料。但钛合金的导热性差、易变形、硬度低、耐磨性差、抗高温氧化性能较差等性能缺陷，使其难以满足单兵武器在材料的强度、耐磨性、冲击韧性、耐蚀性和轻量化方面的高要求，大大限制了其进一步应用发展。

研究表明，双相钛合金的显微组织和力学性能主要由热加工工艺、热处理参数和合金化决定[6]。其中，通过控制加热温度和冷却速度，不仅可在一定范围内调整具有HCP结构的α相与BCC结构的β相的配比与分布，还可进一步调控 β t 转变相中次生 α相的形态、含量与分布，进而达到调整力学性能的目的[7]。目前，TC6钛合金的热处理工艺主要有普通退火、等温退火、双重退火、固溶时效处理等。虽然已有较多关于TC6钛合金热处理工艺的研究，但主要集中在热加工组织转化、强塑性、疲劳性能等方面，对其冲击韧性的研究和组织变化与强度、塑性和冲击韧性之间的关联研究较少。

本文根据某单兵武器的性能要求，以TC6钛合金管料为原材料，研究了不同退火工艺参数对TC6钛合金的强度、塑性和冲击韧性的影响。

1、试验材料及方法

1.1 试验材料

本文的试验材料为秦钛公司提供的Φ58 mm×11.5mm的TC6热轧退火态管料，经检测，成分如表1所示，采用金相法检测(α+β)/β的相变点在975℃~980℃之间。

表1 TC6管料化学成分(wt%)

图1为热轧TC6管料的原始组织图，可以看出，原始组织主要为初生等轴α相+β转变组织，体积比约为56.9:43.1。其初生等轴 α相呈不规则的棉花团状在晶界上分布， β t 转变组织呈条束状，其中的 α相和β相间隔排列。

1.2 试验方法

1.2.1 热处理试验方法

本文采用6种不同的退火工艺对试样进行热处理，研究热处理工艺对TC6合金显微组织和力学性能的影响，具体热处理参数见表2。

表2 TC6管料退火工艺

1.2.2 显微组织检测方法

利用线切割沿管壁轴向截取金相试样，采用碳化硅砂纸进行粗磨和细磨，直至达到4000目，随后进行抛光处理。采用氢氟酸、硝酸和水体积比为5:15:80的混合溶液对金相样品浸蚀30秒后进行酒精清洗及吹干处理。采用光学显微镜(OM，蔡司Axiovert 200 MAT)观察所有试样的微观组织。

1.2.3 力学性能检测方法

拉伸试验按照GB/T228.1-2021《金属材料拉伸试验方法第1部分:室温试验方法》在拉伸机上进行室温拉伸，取样方法沿管壁轴向线切割;根据GB/T229-2007《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》进行标准夏比U型缺口试样试验，试样外形尺寸10mm×10mm×55mm，缺口深2mm。规格如图2所示。

试验设备为JB-30B冲击试验机、WDW-3000微机控制万能试验机，试验在室温(25℃±3℃)空气环境下进行，为保证试验数据的可靠性，每组热处理试验工艺平行测试3个试样，最终结果取平均值。

2、试验结果与讨论

2.1 显微组织分析

图3为按工艺1热处理后的金相组织图，可以看出，组织为初始等轴状 α相+ β t 转变组织。和图1原始组织相比，图3的初始α相体积占比减小至42.1%，数量明显减少且形状由不规则的棉花团状转变为分布均匀且边界清晰的条块状。 β t 转变组织由条束状转变为针状α相+β相+少量板条状次生α相，板条状α相长宽比变小。这是由于920℃处于 α +  β两相区的较高温度范围，在加热过程中发生了合金元素的重新分布，使得部分初生α相转变为β相，导致初生α相占比降低;此外，该温度下部分初生α相再结晶，成为条块状。后续空冷过程中，β相转变为针状α'或α"马氏体[8]，550℃退火后，针状α'或α"马氏体逐渐转变为较为稳定的针状α相。

如图4所示，按照工艺2热处理后的金相组织的初生α相粗化连成一片，板条状α相呈块状，和工艺1的图3相比，板条状α相长宽比继续变小，极少量β相存在其间。按照钛合金相变机理[9]，这种相的形成是由于在920℃加热保温后，组织转变为等轴α相+β相+极少量板条状α相。随炉冷却时，由于冷速缓慢，部分β相直接转变为α相。其中，一部分α相晶粒在初生α相附近形核并被其吞并长大，造成初生α相尺寸变大且趋于球化;另一部分α相晶粒依附于板条状α相形核与长大，被吞并后导致板条状α相长宽比降低。

图5为按照工艺3热处理后的金相组织，可以看出，初生α相呈大小不一且不规则的长条毛毛虫状，初生 α相体积占比约为38.2%，少于工艺1和工艺2处理后样品的初生α相。 β t 转变组织呈板条束状,状态和原始组织相当。根据钛合金相变机理，920℃加热保温后，组织转变为等轴α相+β相+极少量板条状α相，转炉至550℃的炉中冷却保温时，由于冷速介于炉冷和空冷之间,β相直接转变为α相+β相,其中仅有少量α相依附于初生α相长大[10],多数转变为板条状α+β相。

工艺4、5、6为三重退火,即在双重退火(工艺1)的基础上增加一道高温退火(分别为720℃、800℃、820℃)，冷却方式为炉冷。

如图6所示，和工艺1相比，按照工艺4热处理后的等轴状α相呈不规则棉团状，面积增多且连成片，β转变组织呈板条束状，且其中α相呈粗长条状，其长宽比减小。按照钛合金相变机理，由于第三重退火温度为720℃，在这个温度下保温冷却，初生等轴状α相和β转变组织会发生固溶转换、分解和再结晶过程，原第二重退火组织中的初生等轴条块状α相从边界开始溶解转变，β转变组织中的次生α相由于细小，更易于溶于基体，减少较多;其后在随炉冷却中，固溶的β相析出α相，这些析出的α相一般依附于原未溶的α相长大， β t 转变组织呈板条束状，初始α相连片长大且边界模糊。

如图7所示，和工艺4对比，工艺5的第三重退火温度提高至800℃。可以看出，热处理后其组织继续粗化，等轴状α相边界模糊，呈不规则棉团状，且连成片，其间的 β t 转变组织呈短杆束状，且其中 α相呈短粗条状。

这是由于第三重退火温度较高，原第二重退火组织中的初生等轴条块状α相从边界溶解转变较多， β t 转变组织中的次生α相减少更多;其后在随炉冷却中，固溶的β相析出α相，这些析出的α相一般依附于原未溶的α相长大， β t 转变组织呈短杆束状，初始α相连片长大且边界模糊。

图8为按工艺6退火的金相组织，其第三重退火温度为820℃，相比于工艺4、5，温度更高。可以看出，初生等轴状α相明显球化，边界较为清晰，面积增大且连成片， β t 转变组织继续短杆粗化，且其中α相呈粗长条状。随着第三重温度的升高，初生等轴条块状α相及β转变组织中的次生α相转变溶解更多，其后在随炉冷却中，固溶的β相析出更多的α相，最后形成等轴球状的α相和短杆束状的 β t 转变组织。

2.2 力学性能分析

表3为TC6管料在不同退火工艺参数下的室温力学性能测试结果。图9~图12所示为根据表3所做TC6管料在不同退火工艺制度下的力学性能变化趋势图。

表3 TC6管料在不同退火工艺参数下的力学性能

如图9、10所示，可以看出，TC6管料在0~3的退火工艺制度下，工艺1(双重退火)的抗拉强度和屈服强度最高，而断面收缩率、伸长率最低，工艺2(等温随炉冷却)的抗拉强度最低，而断面收缩率、伸长率最高，工艺3(等温转炉冷却)居中。

工艺4、5、6为三重退火,从图11、12可以看出，随着第三重退火温度的提高，呈现抗拉强度和屈服强度逐渐降低，而断面收缩率、伸长率逐渐升高的趋势。

如前所述，根据钛合金的热处理强化机理，α+β型钛合金的强化与亚稳β相的分解所形成次生α相的含量与分布密不可分[11-12]。因此，可通过控制合理的热处理工艺参数，实现钛合金组织和强韧性的有效搭配。

本文中，工艺1的抗拉强度和屈服强度最高，这是由于其在920℃保温后，β相固溶了较多的

β相稳定化元素，加之空冷速度较高，使 β相转变为针状 α ′或 α ′′马氏体，后续的550℃退火起到了时效强化的效果。而工艺2的抗拉强度最低,是由于炉冷速度很低,难以起到固溶强化效果, β相直接转变为 α +  β相，且由于冷速缓慢，在冷却过程中，次生 α相析出且不断长大，片层变粗[13]，一定程度上等轴状长大[14]。期间还发生再结晶，粗化了初生 α相和 β转变相，降低了位错密度所致。

在拉伸过程中，材料从弹性变形、均匀塑性变形到径缩断裂，位错的数量、运动和增殖起着关键性的作用，工艺2的抗拉强度和屈服强度均低于工艺3，断面收缩率基本相当，伸长率略高于工艺3，分析原因，在于两种工艺在920℃保温后的冷却方式不同，即工艺2随炉冷，而工艺3转炉冷，从图4和图5的金相可以看出，工艺2的初生 α相粗化， β转变组织已经发生充分再结晶，其中的 α相再结晶长大粗化，长径比变小，位错减少且位错移动阻力小，而工艺3的 β t 转变组织还保持长板条状，板条长径比大，组织较为细腻，在拉伸过程中位错的移动会受到较大阻力，反应为抗拉强度和屈服强度较高，塑性较低。

工艺4、5、6是在工艺1的基础上增加了一道高温退火处理(分别为720℃、800℃、820℃)。可以看出，随着第三重退火温度的提高，通过固溶、分解和再结晶过程，初生等轴 α相和 β转变组织明显粗化，初生等轴 α相球化， β转变组织从板束状转换成短杆状，次生 α相的长径比变小，这会导致起到强化作用的位错不断减少，位错移动阻力不断变小，从而呈现随着第三重退火温度的提高，抗拉强度和屈服强度逐渐降低，而断面收缩率、伸长率逐渐升高的趋势。

2.3 冲击韧性分析

根据金属强化原理，组织的相界面面积越大，在冲击过程中，裂纹扩展功消耗就越大，从而冲击断裂功就越大。钛合金中，等轴组织、双态组织、片层组织和网篮组织等不同的状态对材料的冲击韧性有很大影响[15]。同时，钛合金中等轴 α相的尺寸、形貌及含量也会影响到合金的塑性和冲击性能[16]。

根据目前钛合金材料力学性能的研究成果，其材料强度与断裂韧性间存在近似反比的关系[17]。有研究认为[18-21]，裂纹形成主要发生在初生 α相边界处，裂纹形成功的大小主要和初生 α相形态和数量有关，裂纹扩展功和 β t 转变组织的形态有关。在冲击时，由于初生 α相的高塑性，初生 α相能在拉伸过程中吸收较多的应变，从而减轻应力集中程度[22-23]，位错滑移时不易塞积，吸收变形功较多; β转变组织中 α相长径比变小，等轴化明显，在裂纹扩展时，易于塑性变形，缓解裂纹的扩展速度，吸收功大。

表4 TC6管料在不同退火工艺制度下的冲击韧性

如图13所示，可以看出，在工艺1、2、3的退火工艺处理后，TC6的冲击韧性，符合强度高、韧性低的规律[24]，其中工艺2的冲击韧性最高，工艺1的冲击韧性最低，对应两者的金相可以看出，工艺2的初生 α相及 β t 转变组织明显粗化， β t 转变组织中的次生 α相长径比变小，趋于等轴化。这和上述分析的冲击功主要取决于初生 α相形态和数量及 β t 转变组织的形态的理论吻合。

如图14所示，工艺4、5、6的三重退火也基本符合强度高、韧性低的规律。随着第三重退火温度的提高，抗拉强度和屈服强度逐渐降低，而冲击韧性逐渐升高。从其组织对比可以看出，初生 α相逐渐等轴球化， β t 转变组织从板条束状逐渐转变成短杆状，次生 α相长径比变小，逐渐等轴状，这也符合冲击功主要取决于初生 α相形态和数量及 β转变组织的形态的理论。

值得注意的是，工艺4的三重退火后的抗拉强度及屈服强度均比工艺2高40MPa左右，但其冲击韧性却大大低于工艺2(差值约为21.2 J/cm²)。金相组织结果显示，工艺2的初生 α相组织含量较多且呈现较为粗大的等轴化特征， β转变组织中的次生 α相长径比也较小。在冲击过程中，初生 α相因其较少的边界以及较高的塑性使得裂纹不易形成。此外，工艺2条件下 β转变组织中 α相长径比较小，在裂纹扩展过程中易于塑性变形进而缓解了裂纹扩展速度。

3 结论

本文通过对TC6钛合金不同的退火工艺处理后进行金相观察和力学性能检测和分析，结论如下:

TC6在双重退火和等温退火的工艺中，第一重退火的冷却方式影响其力学性能，炉冷方式冷速最慢，转炉方式其次，空冷速度最快，冷速越快，相应强度越高，塑性和冲击韧性越低，基本符合强度越高、韧性越低的规律;随着冷速的变慢，等轴状 α相逐渐连成一片，而 β转变组织由针片状转换为短杆状，组织粗化;

TC6在三重退火工艺中，在前两重处理工艺相同的情况下，随着第三重温度的提高，强度逐渐降低，塑性和冲击韧性逐渐提高，基本符合强度越高、韧性越低的规律;其中初生 α相逐渐等轴球化， β转变组织从板条束状逐渐转变成短杆状，次生 α相长径比变小，逐渐等轴状影响材料的强度、塑性和冲击韧性;

TC6在不同的退火工艺中，工艺2(等温随炉冷却)条件下的冲击韧性最高，为82.5 J/cm²，分析表明冲击韧性的大小主要取决于初生 α相形态和数量及 β t 转变组织的形态。

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（注，原文标题：不同退火工艺对TC6钛合金力学性能的影响_李鹏辉）

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