钛合金因其高比强度、低密度、优良的耐侵蚀机能以及优异的高温力学机能,在航空航天领域得到宽泛利用[1-3]。TA15钛合金作为一种近α型中强度钛合金，兼具优良的综合力学机能和工艺机能，其焊接机能尤为优异，重要用于造作大型飞机结构件，如受力复杂、工作温度较高的飞机壁板、隔框等部件[4-6]。然而，该合金拥有熔点高、塑性低、屈强比高、加工难度大等问题，导致选取铸造、铸造等传统加工步骤造作零件，不仅工艺复杂、资料利用率低，还存在组织偏析和资料机能不一致等问题,使钛合金造作成本高昂[7-10]。

热等静压是一种在高温环境下,利用各向同性的高压气体实现金属粉末致密化与成形的先进造备技术[11-12]。该工艺通常选取高纯氩气等惰性气体作为传压介质[13],典型的工艺温杜纂压力区间别离为900~2000℃和100~200 MPa [14-18] 。与传统技术相比,选取热等静压技术造备零件拥有微观组织均匀藐幼、各向同性、资料利用率高、无宏观偏析、出产周期短、近净成形蹬着点 [19-20] 。此表,产品可达到全致密水平，力学机能与锻件相当。近年来，粉末近净成形热等静压技术在造作复杂构件及提高资料利用率等方面展示出显著的技术优势与经济效益，已成为当前及未来先进设备中，钛合金与高温合金复杂承力件的首选造作规划[6,19,21-22]。已有钻研批注,热等静压温度对钛合金热等静压过程中的微观组织和力学机能拥有显著影响[19,23-24],保温功夫对合金粉末的成形过程也有肯定影响[25-26]。功夫过短,热等静压无法获得齐全致密的部件,样品中会存在少量孔隙;功夫过长，高温扩散作用下零件微观组织会粗化。因而，选择最佳的热等静压参数对于造备高机能资料拥有沉要意思[27-28]。本钻研旨在明确热等静压温度和保温功夫对粉末TA15合金微观组织及拉伸机能的影响。

1、尝试步骤

热等静压合金粉末选取等离子旋转电极工艺(plasma rotating electrode process,PREP)造备TA15预合金粉末，利用电感耦合等离子体光谱仪和TCH600氧氮氢分析仪测定预合金粉末的化学成分，如表1所示。选取Tescan MIRA3型场发射扫描电子显微镜(scanning electron microscope,SEM)观察粉末微观描摹,如图1所示,并借助Image-Pro Plus软件统计粉末粒度,其粒度散布见表2,预合金粉末重要粒径领域为45~150μm,均匀粒径约为86.4μm。

表1 TA15预合金粉末化学成分

Tab.1 Chemical composition of the TA15 pre-alloyed powder

(mass fraction/%)

表2 TA15合金粉末的粒度散布

Tab.2 Particle size distribution of the TA15 alloy powder(volume fraction/%)

热等静压工艺如图2所示。首先将压力升至70MPa,同时升高温度和压力,直至达到设定温度和压力(120MPa)。保温保压一按功夫后,降低温度和压力,升温速度约为15℃/min,升压速度约为1.2 MPa/min，利用OLYMPUS光学显微镜(optical microscope, OM)观察热等静压态TA15合金的微观组织。所有拉伸试验别离依照GB/T228.2-2015和GB/T22315-2008进行，拉伸试样状态和尺寸如图3所示。

为钻研热等静压温度和保温功夫对粉末冶金TA15合金微观组织及拉伸机能的影响，发展了分歧热等静压温度和保温功夫的尝试。凭据推算得到的相变温度T_B(1002℃)拔取热等静压温度。热等静压温杜爪低于T_β,以预防因形成粗壮晶粒和组织粗化而降低粉末冶金TA15压坯的拉伸机能。因而,本钻研基于T_β拔取了4个热等静压温度(890、920、950和980℃),保温功夫拔取2、4、6h,利用QIH-32型热等静压机，在890~980℃、压力120MPa、保温2~6h前提下对封装后的TA15预合金粉末进行热等静压。

2、了局与会商

2.1热等静压温度和保温功夫对TA15合金粉末微观组织的影响

图4为TA15粉末压坯在分歧温度(T1=890℃,T2=920℃,T3=950℃,T4=980℃)、120 MPa、保温4h前提下热等静压后的微观组织Ｄ芄豢闯,在890~980℃领域内，经HIP处置后的TA15合金均未观察到显著孔隙,批注在120MPa压力作用下,粉末颗粒间已实现充分致密化。然而,在890℃前提下仍可观察到清澈的原始颗粒天堑(prior particle boundaries,PPBs)(图4a),注明在较低温度下界面迁徙能力有限,颗粒间冶金结合虽已形成,但组织遗传景象依然显著。

从组织描摹来看,890℃前提下微观组织重要由板条状α相组成,板条状α订交替散布或形成网篮组织，而藐幼的等轴α相重要散布在晶界周围。这重要源于较低温度下α相形核率高而长大受限，使得组织维持细化状态。同时,PPBs对α相长大拥有显著的钉扎作用，限度了板条跨颗粒扩大。随着HIP温度升至920℃时,原子扩散系数显著提高,界面迁徙能力加强,导致α相急剧长大,板条和等轴α相显著粗化，板条状α相互相挤压破碎，网篮组织逐步转变为片层组织，如图4b所示。这一阶段组织演化重要受界面能驱动，属于典型的界面迁徙节造过程。此表，由于部门PPBs被逐步解除，组织陆续性加强，导致网篮组织向较规定的片层组织转变。当温度进一步升高至950℃及以上时，组织粗化行为显著加剧,大尺寸α片层集束组织逐步形成(图4c,d),出格是当热等静压温度升高至靠近T_β的980℃时,α相忽然迅速长大，PPBs则变得吞吐，且PPBs内已齐全由短粗状片层组织包办原有的细长状网篮组织，如图4d所示。这一景象与资料靠近T_β亲昵有关。当温度靠近Tβ时，部门初生α相溶化于β基体;在随后冷却过程的β→α转变阶段,受有效形核位点削减的影响，α相偏差于沿特定取向优先成长，从而导致片层集束显著粗化。

从图4a~d能够看出,热等静压合金的微观组织强烈依赖于热等静压温度，升高热等静压温度会导致组织粗化。因而，为获得藐幼的等轴组织,TA15粉末压坯的热等静压温杜爪低于950℃。图5为TA15粉末压坯在920℃、120MPa、分歧保温功夫(2和6h)下热等静压后的微观组织Ｄ芄豢闯，耽搁保温功夫会加剧组织粗化。但保温功夫的耽搁推进了原子扩散与界面迁徙，为降低系统总界面能、削减总晶界面积提供了更充足的功夫。

为更深刻分析分歧工艺过程中的组织变动,选取EBSD(electron back scatter diffraction)测定分歧热等静压工艺下TA15合金的α相含量,EBSD样品经尺度金相抛光后,使用Kroll试剂(2mLHF,6mL HNO3,92 mL H2O)侵蚀5~10s,最后电解抛光。测试选取OxfordAZtecCrystal系统，凭据晶粒尺寸，测定领域拔取为500μmx500μm以减幼数据的随机性,扫描步长设定为0.3μm,并将分歧工艺下α相含量汇总,如图6所示Ｄ芄豢闯,在890~950℃、保温2~6h领域内,α相含量维持不变(靠近100%),与β相相比占据绝对优势。当热等静压温度达到980℃时，α相含量显著降落，对应β相含量增长约9%。这是由于系统已靠近甚至部门进入β单相区,保温阶段组织产生显著演变，大量初生α相转变为高温β相，冷却阶段基体中保留了较多的β相，导致β相增长。此时PPBs根基隐没，注明高温推进了粉末颗粒间的元素扩散和界面迁徙与晶粒长大过程，使原始粉末天堑的影响被显著减弱。然而，这种“去遗传化”过程通常陪伴着晶粒显微组织的显著粗化，从而对合金的力学机能产生不利影响。

2.2微观组织演化的热力学与动力学机造分析

在粉末TA15合金的热等静压(HIP)过程中,微观组织的演变(蕴含原始颗粒天堑PPBs的解除、α板条的粗化及晶粒长大)受热力学驱动力与原子扩散动力学的共同造约。

从热力学角度分析，HIP过程中显微组织的演变性质上是系统吉布斯自由能自觉降低的过程,其驱动力重要源于总界面能的减幼与相变热力学平衡的成立。预合金粉末具备极高的比表表积,在高温高压环境下，系统重要通过解除原始颗粒天堑及α/β相界来降低总界面能。同时，随温度升高，原子热活动加剧，界面迁徙势垒降低，促使系统偏差于以板条归并和晶粒长大的方式削减单元体积内的界面面积。另一方面,作为近a型钛合金,TA15的相组成随温度的变动切合切线法令。本钻研设定的 HIP温度处于α +β两相区左近，当温度趋近T_β时,α →β转变的驱动力显著增大，系统偏差于向低自由能的β相结构演化,以至α相体积分数削减。这种α相的持续溶化减弱了其对β晶界的钉扎效应,进而在热力学上为组织的剧烈粗化提供了前提。

从动力学角度分析，组织的粗化速度受原子扩散动力学节造，其过程遵循典型的Arrhenius关系。下式为 Arrhenius公式:

式中, D为扩散系数; D₀为频率因子; Q为扩散激活能; R为摩尔气体常数; T为温度。由式(1)可知,扩散系数D与温度T之间存在显著的指数级有关性。这一指数效应揭示了本钻研中的动力学特点，即温度幼幅提升 (30 ～ 50 ℃)所诱发的组织剧烈粗化,显著大于数幼时保温功夫耽搁所产生的粗化成效。此表，PPBs在组织演化过程中起到了关键作用。在低温阶段,PPBs作为扩散阻碍和界面钉扎点，限度晶粒长大;而在高温阶段,PPBs逐步隐没,使组织演化转变为典型的形核长大过程。这种由“颗粒受限”向“自由长大”的转变,是导致组织突变粗化的沉要原因之

2.3热等静压温度和保温功夫对粉末冶金TA15合金拉伸机能的影响

选取EBSD别离拍摄890与980℃下合金的晶粒取向图(inverse pole figure,IPF),如图7所示。从图中能够看出，两个较大温度跨度的组织取向散布均较为均匀,组织内部未观察到大面积单一取向的微区。由此可知,在该温度跨度下经 HIP工艺处置后,资料未形成显著的宏观织构,这也为通过粉末 HIP工艺获得的产品拥有优异的各向同性提供了证据。

对分歧热等静压工艺下粉末冶金 TA15合金别离进行室温与 500 ℃拉伸试验,了局如表 3所示。为了便于分析 HIP温度和功夫及其相互作用对粉末合金力学机能的影响,凭据表 3绘造分歧 HIP温度和功夫下室温、高温力学机能的等高线云图,如图 8和9所示。

表3分歧热等静压工艺下粉末TA15合金的力学机能

Tab.3 Mechanical properties of powder TA15 alloy under different hot isostatic pressing processes

从图 8能够看出，粉末冶金 TA15合金的室温屈服强度随 HIP温度升高与保温功夫耽搁呈单调降落趋向。这重要归因于两个方面:①显微组织粗化效应:随着 HIP温度升高,α相板条显著加宽,片层集束尺寸增大,导致位错的有效滑移长度增长,相界面的阻力减弱,从而导致强度降落;②相组成变动:拥有较低强度的β相含量增长,进一步减弱了资料整体承载能力。值妥贴心的是,当 HIP温度升至 980℃时，屈服强度并未随组织粗化而持续单调降落,反而出现了约 10~20 MPa的幼幅回升。这重要归因于两相区高端加热导致的组织转变:在该温度下,合金中β相占比显著增长。在冷却阶段,这些β相转变为由藐幼α板条组成的网篮组织。凭据位错强化理论,这种在粗壮初生板条间新天生的藐幼次生α相增长了位错活动的阻碍,从而在微观尺度上起到了肯定的代偿性强化作用。此表,较长功夫保温可能推进藐幼次生α相析出,从而对强度产生肯定赔偿作用。在塑性方面,断后伸长率整体变动法规不显著,但在高温或长功夫前提下略有提高。这批注粗化组织固然降低强度,但有利于协调变形,提高延展性。同时，致密化水平提高及缺点削减也是塑性改善的沉要原因。

如图9所示，在500 ℃拉伸前提下，粉末冶金TA15合金的屈服强度进一步降落，且对HIP温度更为敏感，相比之下保温功夫对高温屈服强杜装响较幼,险些能够忽略,注明其重要作用仍体此刻组织均匀化而非强化机造上。此表，塑性受到热等静压温度-保温功夫的耦合影响。当保温功夫幼于2h时，伸长率随热等静压温度升高，先增大后减幼;当保温功夫大于2h时，热等静压温度对伸长率的影响逐步减弱，伸长率随热等静压温度升高而略有增长。值妥贴心的是，较长的保温功夫可获得更好的断后伸长率。

能够看出，在较高温度和较长保温功夫下热等静压的组织显著粗化，导致屈服强度降低。其次，随着温度升高，大尺寸片层集束的出现也会导致屈服强度降落。

综上所述，HIP工艺参数通过调控扩散行为、相变蹊径及组织尺度，最终决定资料的力学机能。低温阶段(890℃)，组织由藐幼α相+网篮组织+显著PPBs组成,此时资料强度高但组织不均匀;中温阶段(920~950℃),组织由适当粗化的网篮与等轴组织+片层组织+部门PPBs组成，此时资料强塑性匹配最佳;高温阶段(980℃),组织由粗壮的片层集束与板条状组织组成，此时PPBs吞吐隐没，强度大幅降落。合金组织总体随着热等静压温度和保温功夫的增长产生粗化和长大，合金的屈服强度相对应降低。因而，在保障致密化的前提下，应预防过高温度导致的组织过度粗化。综合思考出产成本和效能，TA15合金在920℃、120MPa、保温4h前提下进行热等静压，可获得组织均匀、晶粒尺寸适钟注强杜纂塑性匹配优良的样品。

4、结论

(1)热等静压合金的微观组织重要取决于热等静压温度，耽搁保温功夫会导致组织粗化。在890℃、120MPa、保温2h前提下热等静压的预造坯可获得更藐幼、均匀的组织。为两全显微组织均匀性与出产效能,本钻研优化的热等静压参数为:温度920℃、压力120MPa、保温功夫4h。

(2)热等静压温度对室和善500℃下的拉伸机能(尤其是屈服强度)影响显著。随着温度升高，屈服强度降低，而保温功夫对力学机能影响较幼。HIP温度对断后伸长率的影响阐发出非线性特点。固然高温(980℃)及长保温功夫下,由于PPBs的彻底解除及组织的“去遗传化”,塑性有提升趋向,但由于组织粗化的竞争作用，整体法规性不显著。

参考文件:

[1] SINGH G, RAMAMURTY U. Boron modified titanium alloys[J].Progress in Materials Science,2020,111:100653.

[2]SRIVASTAVA M, JAYAKUMAR V, UDAYAN Y, M S, M MS,

GAUTAM P, NAG A. Additive manufacturing of titanium alloy for aerospace applications: Insights into the process, microstruc-ture,and mechanical properties[J]. Applied Materials Today,2024,41:102481.

[3]ZHONG W, YU K, SHI J P, SHEN Y M, LI P F, LU J Z. High-tem-perature oxidation behavior of TA15 aerospace titanium alloy at 500℃ and 800℃[J]. Journal of Materials Research and Technol-ogy,2024,30:3355-3366.

[4]LU R P, PAN Y, LIU Y J, LI J Y, WANG X J, YU P, LU X. A high-performance MIM TA15 alloy scheme: Breaking through the trade-off dilemma between fine grain and residual pore in pres-sureless sintering[J]. Materials Characterization, 2026, 234:116231.

[5]BAO Y, ZHU X J, GONG D L, MA Z S, AN Q, HUANG L J,GENG L,SUN L B,HONG C Q. Mitigating the trade-off between HIP densification and high-temperature performance in directed energy deposited TA15 alloy via B and Si microalloying[J]. Ad-ditive Manufacturing,2026,120:105140.

[6]WANG D J, LI H, ZHENG W. Oxidation behaviors of TA15 titani-um alloy and TiBw reinforced TA15 matrix composites prepared by spark plasma sintering[J]. Journal of Materials Science& Tech-nology,2020,37:46-54.

[7] HUANG S, SUN B B, GUO S Q. Microstructure and property eval-uation of TA15 titanium alloy fabricated by selective laser melting after heat treatment[J]. Optics& Laser Technology, 2021, 144:107422.

[8] YASMEEN T, SHAO Z T, ZHAO L, GAO P, LIN J G, JIANG J.Constitutive modeling for the simulation of the superplastic form-ing of TA15 titanium alloy[J]. International Journal of Mechanical Sciences,2019,164:105178.

[9] ARAB A,CHEN P W,GUO Y S. Effects of microstructure on the dynamic properties of TA15 titanium alloy[J]. Mechanics of Mate-rials,2019,137:103121.

[10] MA B L, WU X D, LI X J, WAN M, CAI Z Y. Investigation on the hot formability of TA15 titanium alloy sheet[J]. Materials& De-sign,2016,94:9-16.

[11] LEE Y T,YEN T Y,CHEN M Y,LIN B Y.SiO2 composites for high color stability and light extraction efficiency in OLED[J]. Op-tical Materials,2025,161:116814.

[12] FARVIZI M,JAVAN M K,AKBARPOUR M R,KIM H S.Fabri-cation of NiTi and NiTi-nano Al2O3 composites by powder metal-lurgy methods: Comparison of hot isostatic pressing and spark plasma sintering techniques[J]. Ceramics International, 2018, 44(13):15981-8.

[13] TAN L M, HE G A, LIU F, LI Y P, JIANG L. Effects of tempera-ture and pressure of hot isostatic pressing on the grain structure of powder metallurgy superalloy[J]. Materials, 2018, 11(2): 328.

[14] SINGH S, ARACKAL NARAYANAN J, DEHGAHI S, QURESHI A J, PALANI I A, PAUL C P, PRASHANTH K G. Revealing the impact of hot isostatic pressing temperature on the microstruc-ture and mechanical characteristics of selective laser melted CuAlNiMn shape memory alloy[J]. Materials Letters, 2024, 365:136452.

[15] ZHANG H Z, LI C Y, YAO G, ZHANG Y M. Hot isostatic

pressing of laser powder-bed-fused 304L stainless steel under different temperatures[J]. International Journal of Mechanical Sci-ences,2022,226:107413.

[16] WANG M M, WANG R M, DAI H Y, LI T, SUN Y, LIU D W,YAN FF,XING X B.The effects of hot isostatic pressing temper-ature on the structure and properties in GdMnO3 ceramics[J]. Ce-ramics International, 2022, 48(3): 3685-94.

[17] HERZOG D, BARTSCH K, BOSSEN B. Productivity optimization of laser powder bed fusion by hot isostatic pressing[J]. Additive Manufacturing,2020,36:101494.

[18] MUJICA RONCERY L, LOPEZ-GALILEA I, RUTTERT B, HUTH S, THEISEN W. Influence of temperature, pressure, and cooling rate during hot isostatic pressing on the microstructure of an SX Ni-base superalloy[J]. Materials& Design, 2016, 97: 544-52.

[19] LV Z J, LU M, XIAO G Q, MA Y, WENG D, WANG B, SHANG Z Y, QI W, CHEN L, CHANG J L, WANG J D. A review of near-net shape forming by hot isostatic pressure technology[J].Journal of the American Ceramic Society, 2025, 108(2): e20196.

[20] ALT1PARMAK S C, LOMBARDI M, BONDIOLI F, FINO P,BIAMINO S, UGUES D. Hot isostatic pressing for powder-based additive manufacturing of metals: State-of-the-art review and fu-ture perspectives[J]. Journal of Materials Research and Technolo-gy,2025,39:4794-822.

[21] WEI Q S, XUE P J, LIU G C, LU H, HUANG J, SHI Y S. Simula-tion and verification of near-net shaping a complex-shaped turbine disc by hot isostatic pressing process[J]. The International Journal of Advanced Manufacturing Technology,2014,74(9):1667-77.

[22] KIM K T, KWON Y S, KIM H G. Near-net-shape forming of alu-mina powder under hot pressing and hot isostatic pressing[J]. In-

ternational Journal of Mechanical Sciences, 1997,39(9): 1011-22.

[23] TENG X Y, PANG J C, PENG X H, ZHANG H, LI S X, ZHANG Z F. High-cycle fatigue properties of near-defect-free titanium al-loy treated by additive manufacturing and hot-isostatic pressing at different temperatures[J]. International Journal of Fatigue, 2026,203:109311.

[24]CAI C, GAO X Y, TENG Q, KIRAN R, LIU J, WEI Q S, SHI Y S. Hot isostatic pressing of a nearα-Ti alloy: Temperature opti-mization, microstructural evolution and mechanical performance evaluation[J]. Materials Science and Engineering: A, 2021, 802:140426.

[25] WANG Y J, WANG F Z, WANG Y X. Numerical simulation and verification of hot isostatic pressing densification process of W-Cu powder[J]. Materials Research Express, 2022,9(7):076503.

[26] FAN L C,JIANG M H,LIN D B,ZHOU D,SHI Y,WU Y Q,YAO H L,XU F F,XIE J J,LEI F,ZHANG L,ZHANG J Y.Densifica-tion of cerium-doped lutetium oxyorthosilicate scintillation ceram-ics by hot isostatic pressing[J]. Journal of Alloys and Compounds,2017,720:161-8.

[27] ZHANG M, WANG X, GAO Q Q, HU C Y, ZHAO J, CAI H Z,ZHANG G X,WANG X Q,ZHANG X X,WEI Y.Optimization of process parameters for hot isostatic pressing of Ir-Rh alloys based on first-principles calculations[J]. Materials Research Express,2022,9(11):116513.

[28] HU B, CAI G S. Effect of hot isostatic pressing process parameters on properties and fracture behavior of tungsten alloy powders and sintered bars[J]. Materials,2022,15(23):8647.

（注，原文标题：热等静压温杜纂保温功夫对粉末TA15合金微观组织及拉伸机能的影响_阴中炜）