鈦合金具有比強度高、耐腐蝕性強、可焊接和抗疲勞等突出優點［1-2］，航空發動機運行過程中葉片需要在高溫、高壓等極端運行環境下穩定工作，因此鈦合金已成為航空發動機葉片的主要材料［3］。80％以上的鈦合金葉片制造采用鍛造成形技術，該技術具有節約原材料、生產效率高、金屬流線完整性好及綜合力學性能高等優點［4］。改善鈦合金葉片的組織性能除了依靠鍛造過程中優化的結構設計之外，后續的熱處理對顯微組織以及性能也起著重要作用［5］。因此，在實際生產過程中，鍛造后的葉片需要通過熱處理改變鈦合金的內部組織結構，以改善其性能。恰當的退火工藝可以消除鍛造葉片過程中造成的各種缺陷，通過晶粒細化、消除偏析和降低內應力等，使葉片組織和性能更加均勻。

TC4鈦合金葉片典型的退火工藝包括：退火、雙重退火、固溶-時效-退火以及三重退火［6］等。在實際生產過程中，最常用的熱處理工藝為退火后空冷，退火可以提高鈦合金的強度，空冷可以提高生產效率。大量的研究表明，通過合理的退火工藝，可以優化鈦合金葉片的顯微組織結構，從而提高其綜合性能。郭偉等［7］采用Ｘ射線衍射儀分析了服役后的葉片在580℃熱處理前后榫頭表面不同位置的殘余應力變化情況，結果表明，580℃退火處理不會導致榫頭表面殘余壓應力大幅下降，平均降幅小于100MPa。盧政等［8］利用

Ｄｅｆｏｒｍ-3Ｄ數值模擬軟件研究TA15鈦合金鍛件在退火前以及不同退火溫度下，長度方向的殘余應力，結合退火溫度對鍛件殘余應力與力學性能的影響確定合理的退火溫度，結果表明，TA15鍛件的合理退火溫度為850℃。王曉晨等［9］研究了不同熱處理制度對β相區形變熱處理的TC21鈦合金鍛件組織及性能的影響，結果表明，不同熱處理制度對TC21鈦合金等溫鍛件的組織性能有顯著的影響，淬火時效處理為推薦的較佳熱處理制度。Ｄｅｎｇ等［10］分析了常規鍛造和特種鍛造及后續熱處理對TC11鈦合金組織和力學性能的影響，結果表明，終鍛溫度為950℃時，TC11鈦合金熱處理后的性能均優于常規鍛造。TC11鈦合金經950℃特種鍛造后再結合高溫均勻化和雙重退火處理，得到的片狀編織組織可使材料獲得良好的強韌性匹配。

雖然目前對TC4鈦合金葉片鍛件的熱處理工藝研究較多，但大多是研究固溶和時效處理工藝，對退火工藝的研究較少。另外，不同鍛造工藝加工的葉片需要不同的退火工藝制度來保證鈦合金葉片組織性能穩定。因此，選擇合理的退火工藝制度變得尤為重要。

本文通過對航空用TC4鈦合金三級轉子葉片進行不同溫度退火處理，探究TC4鈦合金葉片組織性能與合金強化之間匹配關系，為獲得TC4鈦合金葉片穩定的組織結構以及合理的退火工藝制度提供理論數據支持。

1、試驗材料及方法

1.1　試驗材料

本研究選用的材料是某公司提供的TC4合金三級轉子葉片，TC4合金三級葉片的相變點溫度為998℃。TC4合金三級葉片顯微組織形貌如圖1所示，三級葉片葉身部位顯微組織主要由等軸α晶粒與條狀β轉變組織組成，它們交錯均勻分布形成雙態組織。等軸α晶粒尺寸約12μｍ，等軸α晶粒的含量約為33％。TC4合金三級葉片的化學成分見表1。

1.2　試驗方法

采用線切割工藝在三級轉子葉片上切取塊狀試樣，退火溫度選擇600、650、700、750、800、850、900和950℃，保溫2ｈ后分別進行空冷和水冷。

金相試樣腐蝕劑為HF∶HNO3∶H2O＝2∶1∶50（體積比）。EBSD試樣的制樣電解液為12％高氯酸＋34％正丁醇＋54％甲醇（體積分數）。室溫拉伸性能測試在ＷＤＷ300拉伸設備上進行，拉伸試樣平行長度為15ｍｍ，加載速度為2mm/min。顯微組織觀察在ＧＸ51金相顯微鏡上進行。顯微硬度采用401ＭＶＤ型維氏硬度計測試，顯微硬度測試加載載荷為200ｇ。葉片顯微組織特征使用Ｇｅｍｉｎｉ300場發射掃描電鏡觀察。EBSD試驗在配有牛津ＮｏｒｄｌｙｓＮａｎｏEBSD探頭的Ｇｅｍｉｎｉ300場發射掃描電鏡上進行。

2、試驗結果與討論

2.1　退火處理對顯微組織的影響

圖2為600℃退火保溫2ｈ，以不同方式冷卻后，TC4合金三級轉子葉片的顯微組織。可以發現，退火溫度為600℃的空冷組織和水冷組織中α相的體積分數差別不大，其中空冷α相的體積分數約為33.4％，水冷α相的體積分數約為35.9％。圖2（ｂ）顯示水冷后組織中β轉變組織（次生α相）沿長度方向增加，即長寬比增加，說明在水冷過程中，次生α相長度方向的長大速率相對快于寬度方向的長大速率。

圖3為退火溫度600℃，保溫2ｈ，空冷和水冷條件下TC4合金三級轉子葉片組織的ＩＰＦ圖、再結晶圖和KAM圖，圖中白色線條和黑色線條分別代表小角度晶界（LAGBs，2°～15°）和大角度晶界（ＨＡＧＢｓ，＞15°）。觀察圖3（ａ，ｄ）可以發現，水冷α相晶粒內部LAGBs多于空冷。觀察圖3（ｂ，ｅ）可以發現，在三叉晶界處觀察到一些細小的再結晶晶粒，這些細小的再結晶晶粒均勻分布在β相基體上。冷卻方式由空冷改為水冷時，變形晶粒含量由70.3％降至59.5％，回復晶粒含量由14％升高至23.2％。對比KAM圖（見圖3（ｃ，ｆ））發現，水冷組織中變形晶粒內部的KAM值較高，回復晶粒內部的KAM值較低。空冷組織的KAM值較水冷降低，并且較為分散。根據以上分析，TC4合金三級葉片空冷和水冷的顯微組織差別較小，結合三級葉片生產現場，選擇空冷冷卻方式進行分析。

圖4為不同溫度退火2ｈ空冷后，TC4三級轉子葉片的顯微組織。退火溫度低于850℃時，退火組織與三級葉片原始鍛態組織相比變化較小，等軸α相尺寸、均勻化程度發生了少量的變化，未見明顯差異（見圖4（ａ～ｄ））。退火溫度為900℃時，葉片組織產生較大變化，鍛造過程中被拉長的α晶粒逐漸等軸化，β轉變組織粗化，由條狀轉變為短棒狀（見圖4（ｅ））。其原因在于TC4鈦合金的再結晶溫度約為850℃，退火處理溫度在再結晶溫度以下，組織沒有發生再結晶，當熱處理溫度高于再結晶溫度，組織發生再結晶，獲得較為均勻的雙態組織［11］。退火溫度為950℃時，接近（α＋β）／β相變溫度，組織由再結晶的等軸α晶粒組成，β轉變組織持續向亞穩定β相轉變，含量急劇下降，組織由再結晶的α相、少量β轉變組織和β相組成（見圖4（ｆ））。

圖5為不同溫度退火空冷后，TC4合金三級轉子葉片的ＳＥＭ組織。由圖5可以看出，葉片組織由等軸α相、條狀α相以及β基體組成。如圖5（ａ～ｃ）所示，隨著退火溫度的升高，條狀α相厚度逐漸增加，由條狀轉變為短棒狀；等軸α相進一步球化。如圖5（ｄ）所示，在β基體上析出了針狀次生α相。TC4鈦合金在退火的冷卻過程中主要發生β→α和β→α′相變，會形成大量亞穩定β相。α′相的晶體結構為六方馬氏體，通過切變方式形成，其形成條件為較快的冷卻速率，因為冷卻方式為空冷，故可以斷定合金中無α′相形成，細小針狀相為次生α相［12］。并且隨著退火溫度的繼續增加，組織中針狀α相的數目不斷增加（見圖5（ｅ，ｆ））。

圖6為不同溫度退火空冷后，TC4葉片樣品中組織尺寸定量統計曲線圖。由圖6（ａ）可見，隨退火溫度的升高，α相晶粒尺寸變化不大，約12μｍ，退火溫度超過800℃時，α晶粒尺寸略微下降。由圖6（ｂ）可見，退火溫度低于850℃時，β轉變組織片層厚度隨溫度的升高變化較小，退火溫度超過850℃時，由于β轉變組織出現粗化現象，導致β轉變組織片層厚度迅速增加。退火溫度達到950℃時，接近（α＋β）／β相變溫度，大量β轉變組織轉變為亞穩定β相，β轉變組織消失。

圖7為不同溫度退火空冷前后，TC4合金三級轉子葉片組織的ＩＰＦ圖、再結晶圖和KAM圖，圖中白色線條和黑色線條分別代表小角度晶界（LAGBs，2°～15°）和大角度晶界（ＨＡＧＢｓ，＞15°）。觀察TC4葉片原始鍛態組織可以看出，α晶粒內部存在大量的LAGBs，并且晶界處形成細小的再結晶晶粒。回復和再結晶是鈦合金的重要變形機制，兩者都是由亞晶集合構成，區別在于再結晶晶粒內部取向差值低于回復晶粒［13］。觀察圖9（ｂ，ｅ，ｈ）可以看到，在三叉晶界處存在一些細小的再結晶晶粒，隨著退火溫度的增

加，合金中LAGBs的數量逐漸減少，變形晶粒逐漸增加。原始鍛態組織，大部分晶粒為變形晶粒，約占66％，變形亞晶含量為26.2％。當退火溫度達到800℃時，變形晶粒的比例下降到51.8％，而回復晶粒的比例增加到27.2％。隨著退火溫度升至950℃，變形晶粒含量降至11.6％，回復晶粒約占50.3％。原始鍛態組織中變形晶粒內部的KAM值較高，回復晶粒內部的KAM值較低。當退火溫度為800℃時，KAM值迅速降低。當退火溫度進一步升高至950℃時，KAM值顯著降低，并且較為分散，見圖9（ｃ，ｆ，ｉ）。

2.2　退火處理對顯微硬度的影響

圖8為不同退火工藝處理TC4鈦合金三級轉子葉片的硬度曲線。由圖8可以看出，當退火溫度不超過900℃時，空冷組織的硬度比水冷高出5～10ＨＶ0.2。

退火溫度為850℃時，硬度值最小，空冷和水冷下分別為362.5ＨＶ0.2和350.0ＨＶ0.2。退火溫度超過850℃時，硬度值迅速增大。其原因在于隨退火溫度升高，針狀α相含量逐漸增多（見圖5（ｄ～ｆ）），針狀α相均勻地分布在β相基體上，能夠起到彌散強化效果［14-15］，硬度值迅速增加。當退火溫度為950℃時，硬度繼續增加，且水冷組織的硬度超過了空冷，除針狀α相含量增多外，該退火溫度下三級葉片組織中的β相和α相的片層距較小，也會提高三級葉片的硬度。

2.3　退火處理對力學性能的影響

圖9為不同溫度退火空冷后，TC4合金三級轉子葉片的力學性能。可以看出，經兩相區退火的TC4鈦合金葉片，退火溫度為600℃時，與未退火處理的TC4合金三級葉片相比，其強度和伸長率略有提升，抗拉強度提升40MPa，伸長率提升8.4％，其抗拉強度為1063.6MPa，屈服強度為983.2MPa。隨著退火溫度的升高，強度逐漸降低，退火溫度為800℃時，其強度較低，伸長率較高為23.2％，主要是由于800℃熱處理溫度較低，短細且無規則排列的次生α相分解不完全，這種縱橫交錯的次生α相使得位錯很容易找到可以開動的滑移方向，能夠促進晶粒間的協調變形，提高了材料的塑性。另外，在兩相區保溫過程中等軸α相能夠對β相起到釘扎作用，抑制β相的長大，也可以提高材料的塑性［16-17］。當退火溫度超過800℃時，抗拉強度開始逐漸升高到1049.7MPa，之后略有降低，伸長率急劇降低，退火溫度為950℃時的伸長率僅為17.3％。根據上述不同退火溫度下的性能分析，800℃×2ｈ退火空冷處理后TC4三級轉子葉片的塑性最好，抗拉強度達到1033.7MPa，伸長率為23.2％，葉片綜合力學性能最優。

3、結論

1）退火溫度為600℃時，空冷和水冷的TC4三級轉子葉片組織α相的尺寸和體積分數差別較小。水冷α相晶粒內部LAGBs多于空冷，水冷組織中變形晶粒內部的ＫＡＭ值較高，回復晶粒內部的ＫＡＭ值較低。空冷組織的ＫＡＭ值較水冷降低，并且較為分散。

2）退火溫度低于850℃時，退火組織與TC4三級轉子葉片原始鍛態組織相比變化較小，等軸α相尺寸、均勻化程度發生了少量的變化，退火溫度為900℃時，葉片組織產生較大變化，鍛造過程中被拉長的α晶粒逐漸等軸化，β轉變組織粗化，由條狀轉變為短棒狀。退火溫度為950℃時，組織由再結晶的α相、少量β轉變組織和β相組成。

3）當退火溫度低于900℃時，TC4三級轉子葉片空冷組織的顯微硬度比水冷組織高5～10ＨＶ0.2。退火溫度超過900℃時，水冷組織顯微硬度超過空冷。退火溫度為600℃時，與未退火處理的TC4合金三級葉片相比，其強度和伸長率略有提升。隨著退火溫度的升高，強度逐漸降低，當退火溫度超過800℃時，抗拉強度開始逐漸升高到1049.7MPa之后略有降低，伸長率急劇降低，退火溫度為950℃時的伸長率僅為17.3％。

4）根據不同退火溫度下的性能分析，800℃×2ｈ退火空冷處理后TC4三級轉子葉片的塑性最好，抗拉強度達到1033.7MPa，伸長率為23.2％，其綜合力學性能最優。

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