航空高溫部件用TA15鈦合金廣域溫度下的力學性能

TA15（Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V）鈦合金作為典型的近α鈦合金，由于其優異的強度、耐蝕性能和高溫性能，在航空航天、船舶等領域廣泛應用[1-3]。在飛機上重要的高溫部件中，TA15鈦合金的使用溫度范圍為450~600℃[4]。因此，了解和探索TA15鈦合金在不同溫度下的力學性能具有重要意義。

高溫力學性能是TA15鈦合金最有優勢的指標之一，其熱變形和拉伸行為已經得到了廣泛研究。ZhaoHJ等[5]比較了TA15鈦合金在750、800和850℃的球化機制，發現隨著熱變形溫度的增加，斷裂機制從韌性斷裂變為晶間斷裂。根據流變應力、體積分數和晶粒尺寸測試結果，FanXG等[6]在1133~1253K范圍內對TA15鈦合金的熱變形行為進行了研究。陳源等[1]根據高溫拉伸和電子背散射衍射（ElectronBackScatterDiffraction，EBSD）結果，發現所有Ti55鈦合金樣品在885℃以上均表現出良好的超塑性和軟化效應。LiuG等[7]研究了750℃時高應變速率下TA15鈦合金的變形機制。ZhaoJ等[81分析了750℃下TA15鈦合金拉伸變形的不均勻性和沿軋制方向的滑移模式，以及合金的晶體學織構和材料性能，以了解TA15鈦合金在熱變形過程中的織構演變[9]。Gao PF 等[10]基于TA15鈦合金等溫壓縮試驗的微觀組織與熱變形行為，發現層狀α相的流動應力和軟化速率高于等軸α相，這導致變形更易發生。綜上，研究人員主要是探究TA15鈦合金在一定溫度范圍內的高溫拉伸性能，少有探究在廣泛溫度區間內的拉伸性能的變化。

此外，鈦合金作為極具高溫應用價值的材料，其高溫耐磨性能嘔需國內外的研究學者進行探究。

LouM等[11]對TC4鈦合金在350和550℃下進行了銷盤式滑動磨損試驗，發現氧擴散區減少了亞表面的塑性變形，有助于提高耐磨性。Mengis L等[12]研究了基TiAl合金的高溫滑動磨損行為，發現磨損表面形成的富鋁和富鈦氧化皮可最大限度地減少金屬與金屬的直接接觸。ZhangZN等[13]和MaoYS等[14]探究了激光增材制造TC4鈦合金在不同溫度下的耐磨性，發現隨著溫度升高，磨損機制從磨料磨損為主轉變為氧化磨損為主。綜合分析，目前研究人員主要針對TC4鈦合金進行了高溫磨損性能的探究，少有學者對TA15鈦合金的高溫磨損性能進行分析。

為了研究服役溫度對TA15航空鈦合金拉伸強度、延展性、耐磨性和微觀結構的影響，進行了5組試驗。本研究的目標是：探究不同溫度下從室溫到800℃高溫的拉伸性能；研究不同溫度下的摩擦和磨損性能；分析溫度對拉伸斷口表面、磨損機制和微觀結構的影響。

1、材料與試驗過程

1.1 材料及表征

試驗使用的TA15航空鈦合金的化學成分如下（%，質量分數）：Al-6.69，Mo-1.77，V-2.25，Zr2.26，Fe-0.14，Ti-余量。金相試樣在磨削、拋光后，使用1%HF+1.5%HCl+2.5%HNO，+95%H,O配置的化學腐蝕液進行腐蝕處理，處理時間為45s。通過X射線衍射（X-rayDiffraction，XRD）、掃描電子顯微鏡（ScanningElectronMicroscope，SEM）、能譜儀（Energy Dispersive Spectroscopy，EDS）和激光共聚焦顯微鏡對試樣中的物相、微觀組織、元素分布及磨損形貌和尺寸等進行觀察。

1.2 力學性能測試

高溫拉伸試驗設備和樣品尺寸如圖1所示。

試驗溫度為：室溫（25℃）、200、400、600和800℃，加載速度為1mm·min，初始標距為50mm。高溫拉伸試驗參照CB/T228.2—2015[15]高溫摩擦和磨損試驗采用配有高溫爐的Rtec通用摩擦儀（Rtec，SanJose，USA），該爐可升溫至1000℃，加熱速率為100℃·min"1，并在測試后進行爐冷卻（圖2）。采用球盤式磨損試驗裝置，磨球為直徑為Φ9.525mm的Si,N4陶瓷球，設定載荷為10N，滑動速度為50mm·s-，半徑為R8mm，試驗時長為20min。摩擦磨損試驗參照CB/T3960一2016[ 16] 。

2、結果與分析

2.1 微觀組織分析

圖3a~圖3e對比了25~800℃保溫20min后的TA15鈦合金的微觀組織，發現拉伸試驗溫度對材料微觀形貌的影響較小。圖3f為不同測試溫度下所有樣品的XRD圖樣，微觀結構形態和XRD結果均表明材料組織中存在大量等軸初生α相和β相。但是由于試樣內部存在應力，導致晶格間距發生變化，進而導致衍射峰的位置發生偏移。其中，壓應力會導致晶面間距減小，衍射峰向高角度（高20值）偏移；而拉應力則導致晶面間距增大，衍射峰向低角度（低20值）偏移。

圖4為TA15鈦合金的元素分布圖。Ti、Al和V是TA15的主要元素，占90%以上的重量百分比。

EDS映射結果顯示，Ti和Al元素主要分布在α相中，而Mo和O元素主要分布在β相中，V元素在整個表面均勻分布。2.2 不同溫度下拉伸性能分析圖5為不同溫度下進行拉伸測試后得到的工程應力-工程應變曲線，在各曲線上標注了對應溫度下的極限抗拉強度。室溫25℃下的抗拉強度約為966MPa，并且隨著測試溫度的增加，抗拉強度迅速下降。200、400、600和800℃下的抗拉強度分別為799、710、466和72MPa。然而，在600和800℃下的拉伸伸長率非常高。但是，在200和400℃時拉伸強度和伸長率均較室溫下有所下降。

TA15鈦合金可長時間（3000h）于500℃環境下進行工作，所以TA15鈦合金主要用于制造500℃以下長時間工作的飛機、發動機零件和焊接承力零部件。另外，在500℃以下TA15鈦合金不會出現相變等現象，所以在此溫度區間內隨著拉伸試驗溫度的升高，抗拉強度和伸長率均下降。然而，在600℃及以上，材料的軟化現象顯著，塑性增強，伸長率出現顯著的提高[17]。

圖6為不同溫度下拉伸斷口的表面形貌，斷口表面均存在大量的韌窩，說明所有樣品均為韌性斷裂。隨著測試溫度從25℃增加至800℃，韌窩尺寸增大，在600和800℃時出現的大韌窩是降低拉伸性能的主要原因之一。此外，高溫下更嚴重的頸縮也表明TA15鈦合金在高溫下具有更高的塑性變形能力，這與圖5中的伸長率結果類似。

EDS用于檢測微觀結構和斷口表面上析出顆粒的元素含量，結果如圖7和表1所示。所有測試溫度下的結果均表明基體和韌窩邊緣以Ti元素為主。

然而，析出顆粒的組成成分差異顯著，Fe或Al是最重要的元素，除此之外，高含量的O也表明高溫下測試的氧化現象非常嚴重。

2.3 不同溫度下磨損性能分析

圖8為摩擦因數的變化情況，整體來看，摩擦因數隨著溫度的增高逐漸下降，從25℃下的0.279逐漸下降到600℃的0.224。然而，在800℃時，由于高溫下的良好塑性，摩擦因數突然增加。綜合對比測試結果發現600℃時的摩擦因數最小。圖9為磨損形貌與幾何尺寸的對比。平均磨損寬度（圖9g）和平均最大磨損深度（圖9h）根據10次測量結果計算后得出，計算方法如圖9f所示。其中，為誤差，X，為第i條測試線的寬度，i=1，2，…，N，N為數據點的數量，取10，X為測試線的平均寬度。在200和400℃下，磨損寬度變化較大。盡管在600℃時磨損寬度的誤差最小，但磨損深度的誤差最高，這是因為部分劃痕太深，這說明了磨粒磨損為主要磨損形式。當測試溫度為800℃時，試樣被擠壓和變形，導致磨損寬度顯著增加（約為2300μm）。此外，此時出現的粘著磨損導致明顯的局部撕裂。

圖10為不同溫度下摩擦磨損試驗后試樣的質量變化。在25~600℃的范圍內，均表現為TA15鈦合金試樣總質量的下降。然而，600℃條件下的質量損失顯著高于更低溫測試條件的，這是因為更高的試驗溫度會導致TA15鈦合金硬度的下降與塑性的提高（圖5、圖9g和圖9h）。而800℃測試時總質量不降反升，這是由于高溫軟化和粘著磨損，部分磨球轉移到試樣表面，使總質量增加了0.0194 g。

通過掃描電鏡觀測可以進一步確認不同溫度下試樣的磨損機制。圖11a顯示室溫下磨損機制主要為磨粒磨損，機械犁削現象明顯。圖11b和圖11c顯示200和400℃下的磨損機制類似，明顯出現剝離，并伴隨有少量顆粒。600℃下磨痕的寬度變化較小（圖11d），表明在機械磨損的基礎上，壓實非常明顯。此外，磨球和工件之間的高溫焊接導致輕微撕裂。然而，圖11e顯示800℃下由于熱軟化效應導致嚴重擠壓變形。與600℃相比，在摩擦磨損試驗中，磨球與試驗材料的黏附效果更嚴重，這導致總質量增加（圖10）。

3、分析與討論

過高的測試溫度可能導致顯著的軟化效應。從宏觀角度來看，高溫能夠促使塑性變形，導致屈服強度、抗拉強度降低，變形更容易發生[4-5]。從微觀角度來看，當應變速率恒定時，測試溫度會影響微觀結構的變形。晶界是阻礙位錯移動的重要障礙之一，隨著測試溫度的增加，晶界強度和位錯阻力均會減小。因此，在拉伸破碎后，粗大的初生α相會變得更小且分布均勻。此外，增加的原子動能使高溫下的塑性變形更容易發生。當變形溫度高于600℃時，TA15鈦合金的延展性和塑性顯著提高，因此，TA15鈦合金板材的適宜成形溫度應在600℃以上，此溫度下，增加的晶界滑移系統可減小阻礙塑性變形的力量，降低屈服強度，并增強TA15鈦合金的塑性成形能力。因此，圖5顯示在800℃時其伸長率非常高，約為31%。但是，抗拉強度減小至約72MPa，這與文獻［18]的結果接近。

如果測試溫度低于600℃，由于位錯密度增加而產生的加工硬化非常明顯。隨著測試溫度的增加和應變應力的減小，TA15鈦合金中可移動位錯密度在整體位錯密度中的比例增加，此時，增加的位錯密度會降低TA15鈦合金的流動應力[1.619]。因此，盡管TA15鈦合金在高溫（800℃）時較軟，但冷卻后的顯微硬度最高，約為360.9HV。

基面和圓柱滑移系統是TA15鈦合金α相的主要位錯滑移系統[20]。隨著測試溫度的增加，其他滑移系統的臨界剪切應力降低，錐面、一階錐面和二階錐面的滑移系統也會啟動。此外，隨著溫度的增加，空位的擴散驅動位錯沿垂直于滑移平面的方向攀移。然而，在高溫變形過程中，缺乏微觀變形機制的原位表征使得微觀變形機制的分析變得困難。

在本實驗中，高溫（600℃）的軟化效應通常比位錯運動引起的加工硬化效應更為明顯，這也導致隨著溫度的增加拉伸強度下降。同時，不同的試驗溫度導致了不同的磨損機制和磨損質量變化（圖12)。其中，w和h，分別為第i個試驗的磨痕寬度和深度，結果顯示：ws>w4>w,>Wz>W3，ha>h,>h,>hz>h3。從25~400℃主要表現為磨粒磨損，當磨損溫度達到600℃時，材料的軟化效應更顯著，使其具有更高的拉伸塑性。當溫度繼續增加至800℃，材料過度軟化，拉伸強度急劇下降。由于高溫，磨球和工件之間發生了明顯的粘著磨損。此外，軟化的材料導致了更寬的磨損形態，并且由于粘附現象，總質量略有增加。

結論

（1）TA15鈦合金室溫下具有最高的抗拉強度，約為966MPa，并且微觀結構由等軸初生α相和β相組成。

（2）當測試溫度高于600℃時，由于高溫軟化效應明顯強于加工硬化效應，TA15鈦合金的塑性和抗拉延伸性迅速增加。

（3）TA15鈦合金的磨損機制與摩擦磨損試驗的溫度緊密相關，在25~400℃時以磨粒磨損為主，在600和800℃時，以氧化磨損為主，伴隨有粘著磨損和磨粒磨損。

（4）600℃下的TA15鈦合金仍具有良好的力學性能，其較高的抗拉強度、塑性成形能力與耐磨性能有利于航空TA15鈦合金的高溫服役。

（5）針對高溫服役的鈦合金探索了大范圍溫度下的力學性能，從多方面分析了高溫下的拉伸與磨損性能，補充了該材料的試驗性能參考數據。

參考文獻：

[1] 陳源，李淑慧，李永豐，等．TA15鈦合金應力松弛行為宏微耦合本構建模［J]．機械工程學報，2022，58（12）：64-74.

Chen Y, Li S H, Li Y F, et al. Macro-micro coupled constitutive modeling for stress relaxation behavior of TA15 alloy sheet [J].Journal of Mechanical Engineering, 2022, 58 (12): 64-74.

[2] Wu H L, Sun Z C, Cao J, et al. Formation and evolution of trimodalmicrostructure during dual heat treatment for TA15 Ti-alloy[J]. Jourmal of Alloys and Compounds, 2019, 786: 894-905.

[3] 齊銘，安震，張凱，等．熱處理對鍛壓TA15鈦合金棒組織和性能的調控［J．鍛壓技術，2022，47（8）：193-199.

Qi M, An Z, Zhang K, et al. Regulation of heat treatment on mi-crostructure and properties of forged TA15 titanium alloy bar [J].Forging & Stamping Technology, 2022, 47 (8): 193-199.

[4] Hao F, Xiao J F, Feng Y, et al. Tensile deformation behavior of anear-α titanium alloy Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V under a wide temperature range [J]. Journal of Materials Research and Technology, 2020,9(3):2818-2831.

[5] Zhao H J, Wang B Y, Ju D Y, et al. Hot tensile deformation behavior and globularization mechanism of bimodal microstructured Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V alloy [J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China（English Edition)，2018,28（12)：2449-2459.

[6] Fan X G, Yang H, Gao P F. Prediction of constitutive behavior and microstructure evolution in hot deformation of TA15 titanium alloy [J]. Materials and Design, 2013, 51: 34-42.

[7] Liu G, Wang K H, He B B, et al. Mechanism of saturated flow stress during hot tensile deformation of a TA15 Ti alloy [J]. Materials and Design, 2015, 86:146-151.

[8] Zhao J, Lyu L X, Liu G, et al. Analysis of deformation inhomogeneity and slip mode of TA15 titanium alloy sheets during the hot tensile process based on crystal plasticity model [J]. Materials Science&Engineering A,2017, 707（8):30-39.

[9] Zhao J, Lyu L, Wang K H, et al. Effects of strain state and slip mode on the texture evolution of a near-α TA15 titanium alloy during hot deformation based on crystal plasticity method [J]. Journal of Materials Science and Technology, 2020, 38: 125-134.

[10] Gao P F, Zhan M, Fan X G, et al. Hot deformation behavior and microstructure evolution of TA15 titanium alloy with nonuniform microstructure [J]. Materials Science & Engineering A, 2017,689 (2): 243-251.

[11] Lou M, Alpas A T. High temperature wear mechanisms in thermally oxidized titanium alloys for engine valve applications [J].Wear,2019, 426-427(11)443-453.

[12] Mengis L, Grimme C, Galetz M C. High-temperature sliding wear behavior of an intermetallic -based TiAl alloy [J]. Wear, 2019,426-427 (11):341-347.

[13] Zhang Z N, Li Z, Pan S H, et al. Enhanced strength and hightemperature wear resistance of Ti6Al4V alloy fabricated by laser solid forming [ J]. Journal of Manufacturing Science and Engineering,2022, 144 (11): 1-11.

[14] Mao Y S, Wang L, Chen K M, et al. Tribo-layer and its role in dry sliding wear of Ti-6Al-4V alloy [J]. Wear, 2013, 297 (1-2) : 1032-1039.

[15] GB/T228.2—2015，金屬材料 拉伸試驗第2部分：高溫試驗方法[S].GB/T 228. 2—2015, Metallic materials—Tensile testing—Part 2:Method of test at elevated temperature [S].

[16] CB/T3960—2016，塑料滑動摩擦磨損試驗方法［S].GB/T 3960—2016, Plastics—Test method for friction and wear bysliding [ S].

[17] 牟建偉，于傳軍，湯海波，等．激光增材連接TA15鈦合金顯微組織及力學性能研究［J]．中國激光，2023，50（16）：221-228.

Mou J W, Yu C J, Tang H B, et al. Microstructure and mechanical properties of TA15 titanium component manufactured via laser additive connection [J]. Chinese Journal of Lasers, 2023, 50(16) : 221-228.

[18] Feng Y J, Cui G R, Zhang W C, et al. High temperature tensile fracture characteristics of the oriented TiB whisker reinforced TA15 matrix composites fabricated by pre-sintering and canned extrusion [J]. Journal of Alloys and Compounds, 2018, 738: 164-172.

[19] 黃立國，莊偉彬，高志玉．Ti-6A1-4V-0.1B鈦合金的熱壓縮變形行為［J]．稀有金屬，2023，47（4）：512-519.

Huang L G, Zhuang W B, Gao Z Y. Compression deformation behavior of Ti-6Al-4V-0. 1B titanium alloy at elevated temperature [J]. Chinese Journal of Rare Metals, 2023, 47 (4): 512-519.

[20] Shin D H, Kim I, Kim J, et al. Microstructure development during equal-channel angular pressing of titanium [J]. Acta Materialia,2003,51(4):983-996.