TC25G鈦合金(名義成分為Ti-6Al-2Sn-4Zr-4Mo-1W-0.2Si)是一種馬氏體型α+β兩相熱強鈦合金，通過添加高熔點元素(如Mo、W)顯著提升了高溫強度和熱穩定性，可在500~550℃下長期服役，廣泛應用于發動機機匣、轉子葉片等高溫承力部件[1-2]。通常，鈦合金材料的力學性能高度依賴其顯微組織形態，而組織的演變與退火溫度、冷卻速率等熱處理工藝參數密切相關。

目前，針對TC25系列鈦合金的熱處理研究多集中于鍛件及板材。肖挺等[3]研究了雙重退火冷卻方式對 TC25鈦合金鍛件性能的影響,發現空冷可平衡室溫與高溫性能;張苗等[4]通過調控TC25鈦合金板材退火溫度使其組織由等軸狀向雙態轉變，從而提升高溫抗拉強度。軋制棒材作為航空發動機葉片用主要材料,其加工路徑與鍛件、板材存在顯著差異,導致原始組織特征及后續熱處理響應機制不同。研究表明[5],軋制棒材在熱處理過程中易出現初生α相過度溶解或β相粗化現象，造成力學性能波動。因此，系統研究熱處理工藝對TC25G鈦合金軋制棒材組織與性能的影響，揭示其內在規律，進而優化熱處理工藝，對保障材料服役性能具有重要意義。

本研究以TC25G鈦合金熱連軋棒材為對象，通過設計不同退火溫度、保溫時間、冷卻方式的雙重退火工藝,結合顯微組織表征與力學性能測試,揭示熱處理工藝參數對其顯微組織及力學性能的影響規律，為TC25G鈦合金軋制棒材的工程化應用提供理論依據，保障其在航空高溫結構件中的可靠應用。

1、試驗材料與方法

試驗用材料為TC25G合金鑄錠，經多火次鍛造為Φ150mm坯料后，在α+β兩相區加熱并經熱連軋生產線軋制為?24mm棒材，主要化學成分見表1。采用金相法測得棒材的相變點T為985℃。軋制態棒材的原始組織為a+β兩相區加工組織，所有原始β晶粒均完全破碎，β轉變組織上均勻的分布著初生α相。

表1 TC25G鈦合金化學成分(質量分數，%)

Table 1 Chemical composition of the TC25G titanium alloy(mass fraction，%)

在軋制棒材上取L=150mm試樣,利用RX-160kW箱式電阻爐(控溫精度±3℃)按照表2中的熱處理制度進行雙重退火處理。依據GB/T5168-2020《鈦及鈦合金高低倍組織檢驗方法》,采用Axiovert 200MAT金相顯微鏡分析顯微組織。將試樣加工成R7標準試樣,依據GB/T228.1-2021《金屬材料拉伸試驗第1部分:室溫試驗方法》,利用CMT5105電子萬能試驗機測試力學性能。

表2雙重退火工藝方案

Table 2 Double annealing process scheme

2、試驗結果與分析

2.1一次退火溫度對組織與性能的影響

TC25G合金軋制棒材在920~985℃x1h,空冷(AC)一次退火+550℃x4h,空冷二次退火后的顯微組織如圖1所示,相應的初生α相含量變化如圖2所示。

圖3為TC25G合金軋制棒材在920~985℃x1h，AC一次退火+550℃x4h,AC二次退火后的室溫力學性能。由圖3可知，隨著一次退火溫度的升高，抗拉強度和屈服強度均呈先下降再上升的變化趨勢，伸長率和斷面收縮率總體呈下降趨勢，沖擊吸收能量呈先升高后降低的變化趨勢。在940℃進行一次退火后，抗拉強度為1099 MPa(指標要求≥1050 MPa),斷面收縮率58%(指標要求≥20%),沖擊吸收能量31.5J(指標要求≥24J),合金的強度、塑性及沖擊性能匹配良好，且均能滿足技術指標要求。

雙重退火是通過分階段溫度調控α相和β相的形態、尺寸及分布，實現材料強度、塑性和韌性的協同優化。一次退火通過調控初生α相和次生片狀α相的比例，從而改變合金的性能。退火溫度越高，初生α相含量就越少，由β轉變成的次生α相含量就越多[6]。在920~955℃退火時，隨著退火溫度的升高，初生α相含量減少，α相尺寸變大，細晶強化作用減弱，因此材料的抗拉強度下降。同時，隨著退火溫度的升高，次生α相含量增加，β相中出現了較多的次生α條束，條間界面阻礙了位錯的滑移和裂紋的擴展，因此材料的塑性下降。在970~985℃退火時，由于退火溫度接近相變溫度，等軸初生α相幾乎消失，形成粗大針狀組織(見圖2(d，e)),呈現β單相區與α+β雙相區臨界轉變組織的典型特征[7]。由于針狀a集束長寬比增大，從而通過界面強化提高了強度，但界面應力集中導致塑性和韌性惡化，因此材料的強度升高，但塑性和韌性降低。

2.2一次退火冷卻方式對組織與性能的影響

TC25G合金軋制棒材在940℃保溫1h,分別以空冷(AC)、油冷(OC)和水冷(WC)的冷卻方式一次退火后，再經550℃x4h，AC二次退火后的顯微組織如圖4所示。由圖4可知，不同方式冷卻下合金中的初生α相含量基本相同，均在20%左右。隨著冷卻速度的增加AC<OC<WC合金中發生了馬氏體相變,出現了六方馬氏體或斜方馬氏體[8-9]。空冷后的顯微組織為初生α相+β轉變組織,如圖4(a)所示。油冷及水冷條件下顯微組織為初生α相+亞穩態β相，如圖4(b，c)所示。

圖5為一次退火后不同冷卻方式下TC25G合金的室溫力學性能。由圖5可以看出，隨著冷卻速度的增加,合金的抗拉強度和屈服強度均逐漸升高,如圖5(a)所示。一次退火采用空冷方式冷卻時,合金的抗拉強度為1099 MPa,采用水冷方式冷卻時,合金的抗拉強度提升至1557 MPa,強度提高了約42%。隨著冷卻速度的增加，合金的塑性及韌性均呈下降趨勢，如圖5(b)所示。這是因為快速冷卻會抑制β→a轉變,促進亞穩β相的形成，同時提高位錯密度并形成高密度相界面，這些因素共同增強了位錯運動的阻力，從而提高合金強度，但亞穩相固有的低滑移系、高界面應力集中及位錯纏結則顯著降低塑性變形能力和裂紋擴展阻力，因此合金的塑性和韌性降低。

2.3二次退火溫度對組織與性能的影響

TC25G合金軋制棒材經940℃x1h,AC一次退火后在530~630℃x4h,AC二次退火后的顯微組織如圖6所示。由圖6可知，合金經過不同溫度二次退火后的顯微組織均為雙態組織,初生α相含量均在20%左右，說明α相含量取決于一次退火溫度的高低。隨著二次退火溫度的升高，初生α相尺寸略有增大，β相中次生a片層的寬度略微增加。另外，TC25G合金棒材在一次退火過程中大部分初生α相完成向β相轉變,之后空冷形成初生α+β轉變組織+亞穩態β相,亞穩態β相在熱力學上為不穩定組織,在二次退火時會發生分解形成α2相,該相會對合金的力學性能產生影響。

TC25G合金軋制棒材試樣經940℃x1h,AC一次退火和530~630℃x4h,AC二次退火后的力學性能如表3所示。由表3可以看出，隨著二次退火溫度的升高，合金的強度先降低后升高，而韌性和塑性先升高后降低，570℃二次退火時的強度最低，沖擊吸收能量最高。雙態組織的TC25G鈦合金的力學性能與初生α相的晶粒尺寸、β轉變組織中片層的寬度以及組織中α2相的含量密切相關[10]。在530~570℃二次退火時，隨著退火溫度的升高，初生α相的晶粒尺寸變大、β相中次生α片層的寬度增加,導致棒材的強度下降，沖擊性能提高。在570~630℃二次退火時，由β相中析出α2相含量的增加產生的彌散強化作用顯著增加，從而導致強度升高，韌性和塑性下降。綜合考慮合金的強塑性及韌性匹配,選定940℃x1h,AC+570℃x4h,AC雙重退火制度為TC25G合金軋制棒材的最佳熱處理工藝。

表3 940℃一次退火1h,空冷+不同溫度二次退火后TC25G鈦合金的力學性能

Table 3 Mechanical properties of the TC25G titanium alloy after first annealing at 940℃ for 1 h, air cooling and second annealing at different temperatures

3、結論

1)TC25G鈦合金軋制棒材經920~985℃x1h,空冷+550℃x4h,空冷的雙重退火處理后,隨著一次退火溫度的升高,合金中等軸α相含量減少,抗拉強度、屈服強度先降低后升高，沖擊吸收能量先升高后降低。

2)940℃x1h一次退火后采用空冷、油冷和水冷的方式進行冷卻時,合金中初生α相含量基本不變,均為20%左右。隨著冷卻速度的增加,合金中發生了馬氏體相變，強度升高而塑性及沖擊性能降低。

3)隨著二次退火溫度在530~650℃范圍內增加,合金中初生α相尺寸及β相中次生α片寬度略微增加，強度先降低后升高，沖擊性能先升高后降低。

4)合金經940℃x1h,空冷+570℃x4h,空冷雙重退火處理后,可獲得較佳的強度(抗拉強度1075 MPa,屈服強度950MPa)、塑性(伸長率20.0%,斷面收縮率58%)和韌性(沖擊吸收能量34.5J)匹配。

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（注，原文標題：雙重退火工藝對TC25G鈦合金軋制棒材組織與性能的影響）