發布日期：2025-12-6 10:41:22
鈦及鈦合金因其獨特的綜合性能已成為現代工業中不可或缺的重要材料[1]。該材料最顯著的特點是具有優異的生物相容性，這一特性使其在生物醫學領域成為醫療植入物的首選材料，臨床應用包括人工髖關節、牙科修復體、心血管支架等醫療器械[2]。在化學工業領域，鈦及鈦合金憑借其卓越的耐蝕性能，常被用于制造反應釜、熱交換器及管道系統等關鍵設備，能夠有效抵抗各種強腐蝕性介質的侵蝕[3]。在航空航天領域，鈦及鈦合金以其出色的比強度和耐高溫特性，被廣泛應用于飛機結構件、發動機壓氣機盤及航天器外殼等關鍵部件的制造，能顯著提升飛行器的各項性能指標[4]。TC10鈦合金屬于典型的α+β型高強度鈦合金，其名義化學成分為Ti-6Al-6V-2Sn-0.5Cu-0.5Fe[5]。該合金通過添加較多的合金元素明顯提升強度，同時保持良好的熱穩定性和耐蝕性。基于這些優異的性能組合，TC10鈦合金已經被成功應用于航空發動機葉片、艦船耐壓殼體、化工反應容器等多個工業領域[6-7]。
目前針對TC10鈦合金的研究[8-10]雖然數量較多，但普遍存在研究視角單一的問題。現有文獻大多聚焦于單一工藝環節的優化，如獨立探討塑性加工參數或熱處理制度的影響，而缺乏對整個制備流程的系統性研究，難以全面揭示材料性能與多階段工藝之間的內在關聯。基于當前研究現狀及實際工程需求，本文采用全流程研究方法，系統考察TC10鈦合金在鑄態、軋制態、固溶態及固溶時效態等不同工藝階段的組織演變、織構特征及拉伸性能。這種綜合研究方法不僅有助于深入理解TC10鈦合金的性能調控機制，還能為材料設計、工藝優化及工程應用提供更為全面的理論依據和實踐指導，對推動TC10鈦合金的應用具有重要意義。
1、實驗部分
經光譜分析測定，本實驗采用的TC10鈦合金實際化學成分（質量分數）為6.13%Al、6.14%V、2.11%Sn、0.62%Fe、0.61%Cu和0.15%O，其余為Ti。通過差示掃描量熱法（DSC）測定，該合金的β相變點為943℃。實驗選取了四種不同狀態的試樣進行對比分析：鑄態、軋制態、固溶態以及固溶時效態。試樣制備過程如下：首先采用真空自耗電弧熔煉工藝，經過三次重熔獲得成分均勻的鑄錠（鑄態）；軋制試樣為多道次熱加工的30mm厚板材，其初始軋制溫度1150℃，終軋溫度不低于850℃；對軋制試樣進行900℃×2h+WC（水冷）固溶處理，獲得固溶態試樣；再經560℃×6h+AC（空冷）時效處理，獲得固溶時效態試樣。所有熱處理過程均在氬氣保護下進行，以防止試樣表面氧化。
鑄態試樣的取樣方向為鑄錠縱向，軋制以及熱處理態試樣的取樣方向為板材軋制方向。采用DK7732型電火花線切割設備制備標準試樣，為確保試樣表面質量，所有切割面均經機械研磨處理。金相試樣依次采用400#至2000#碳化硅砂紙逐級打磨，隨后使用金剛石拋光膏進行鏡面拋光處理。組織腐蝕采用現場配制的混合酸溶液（40%HF/65%HNO3/H2O體積比1︰2︰5），腐蝕時間控制在10~15s。隨后使用配備圖像分析系統的Axiouert型金相顯微鏡（OM）和JSM-6700F型場發射掃描電子顯微鏡（SEM）觀察微觀組織。
切割試樣采用6%高氯酸+35%正丁醇+59%甲醇（體積分數，高氯酸濃度70%）混合電解液進行電解拋光（－25℃，20V），隨后采用上述掃描電子顯微鏡搭載的電子背散射衍射儀（EBSD）分析試樣的織構特征，并使用HKLChannel5軟件處理EBSD數據。在室溫條件下采用Instron-5985型電子萬能試驗機進行拉伸試驗，設置位移速度為1mm/min，拉伸試樣具體形狀及尺寸見圖1。拉伸試驗結束后，使用上述掃描電子顯微鏡對拉伸斷口進行形貌觀察。
2、實驗結果與討論
2.1組織形貌
圖2為TC10鈦合金在不同加工狀態下的微觀組織。圖2(a)為原始鑄態組織的微觀形貌，可觀察到明顯的β轉變組織特征，主要由粗大的片層狀α相（如圖中A區所示）構成，其呈現典型的魏氏體結構排列。軋制態組織形貌如圖2(b)所示，該組織呈現出典型的雙態組織特征，包含等軸狀的初生α相（如圖中B區所示）和條狀次生α相（如圖中C區所示），二者均勻分布在基體中。在軋制加工過程中，鑄錠的片層狀α相內部會形成大量的高、低角度亞晶界結構；而β相在塑性變形過程中會被擠壓進α相的亞晶界區域。在熱機械加工作用下，原本的片層狀α相結構逐漸斷裂，最終轉變為等軸狀的初生α相。相關研究[11]表明，片層狀α相的球化轉變包含兩個關鍵階段：首先是α相片層的斷裂過程，隨后是斷裂后的短片段球化過程。而在斷裂階段則存在兩種不同的機制：一種是通過亞晶界的形成導致斷裂，另一種則是借助剪切變形實現片層分離。當發生剪切變形時，局部區域會產生明顯的剪切帶。若此過程形成大角度α/α晶界，則會導致顯微組織出現彎曲變形；若直接形成α/β相界面，則會造成片層狀α相的完全分離。此外，在α/α和α/β相界面處，亞晶形成和剪切變形的共同作用會產生界面溝槽，持續的塑性變形會進一步加速β相向α晶界的滲透，從而顯著促進組織的球化進程[12-13]。
圖2(c)為軋制態合金經過固溶處理后的顯微組織。觀察發現，經過高溫固溶處理后，軋制組織中的條狀次生α相大量溶解，而等軸狀的初生α相仍保持原有形貌。這一現象是由于加熱過程中α相向β相轉變，尺寸較小且厚度較薄的α相優先發生相變溶解[14]。由于本實驗采用的加熱溫度處于α+β兩相區范圍，初生α相的形貌和尺寸基本保持穩定。隨后進行的水冷處理促使高自由能的β相向α相轉變，在組織中形成了細小的α'相（如圖中D區所示），從而降低系統整體自由能。圖2(d)為合金經過固溶時效處理后的顯微組織。與單一固溶處理相比，固溶時效態的初生α相形貌和尺寸無明顯變化，但組織中析出了大量針狀次生α相（如圖中E區所示）。這是由于固溶處理后快速冷卻形成的亞穩相（α'相及亞穩定β相）在時效過程中發生分解，最終轉變為穩定的細小針狀次生α相[15]。
2.2織構特征
圖3為TC10鈦合金在不同加工狀態下的極圖。由圖3(a)可知，鑄態組織為隨機織構，無明顯強織構形成。這是因為鑄錠組織的晶粒通常較大，取向在凝固過程中受熱流和凝固前沿影響，即晶粒在熔體凝固過程中形核并長大，初始取向受形核位置和熱流方向影響，具有一定的隨機性，故極圖表現為弱織構，取向分布相對隨機[16]。
由圖3(b)可知，鑄態合金經軋制加工后，極圖呈現出T型織構特征，即形成取向集中。這是因為在外力作用下，組織中晶粒通過滑移以及孿生發生塑性變形，為使塑性變形協調進行，晶粒會轉動到有利于主要滑移系開動的取向。大量晶粒向少數幾個有利取向轉動，導致這些取向在統計上占優，形成變形織構。此外，由于塑性變形過程中產生大量位錯，形成位錯胞或亞結構，這些缺陷結構也具有一定的取向性[17]。
由圖3(c)可知，軋制合金經固溶處理后，組織中織構類型未產生明顯改變，仍為T型織構，但織構強度較軋制加工后有所降低，其強度由8.70降低至6.09。這是因為在固溶處理過程中，加熱提供能量，使形變儲存能（主要是形式為位錯）成為變形組織演化的驅動力：位錯發生重排并形成亞晶，進而弱化變形織構[18]。此外，較高的溫度使變形組織發生再結晶，在此過程中，盡管部分變形組織得以保留，但新形成的再結晶晶粒通常具有隨機取向，其織構強度遠低于變形織構，從而導致整體織構弱化。
由圖3(d)可知，固溶合金再經時效處理后，主織構基本與固溶態一致，且織構強度未產生明顯變化。這是因為時效過程中細小針狀次生α相的析出是擴散型相變，主要發生在基體內部或晶界，不改變基體的晶體學取向和晶粒形狀。雖然時效析出的針狀次生α相與基體遵循Burgers晶體學取向關系[19]，但其自身仍會形成特定的織構。然而，由于該相尺寸細小且彌散分布，對整體織構的貢獻通常很小，難以在常規極圖上清晰分辨。
2.3拉伸性能
圖4為TC10鈦合金在不同加工狀態下的拉伸性能測試結果。由圖可見，合金的拉伸性能隨處理工藝不同呈現顯著差異。其中，鑄態合金表現出最差的綜合力學性能，尤其是塑性指標明顯偏低，其斷后伸長率（A）僅為2%。合金經過固溶時效處理后展現出最優異的綜合力學性能，其抗拉強度（Rm）達到1350MPa，屈服強度（Rp0.2）為1215MPa，顯著高于其他加工狀態。
在鑄態組織中，粗大的晶粒結構會顯著影響合金的力學性能。由于晶界是位錯運動和再結晶過程的主要區域，過大的晶粒尺寸會導致參與變形的晶界總長度增加，位錯遷移路徑變長，從而降低晶界活動性，最終造成合金塑性大幅度下降[20]。相比之下，經過軋制加工的合金組織呈現明顯的晶粒細化現象，這種微觀結構的改變能夠有效提升材料強度。其強化機制主要源于細小的晶粒會產生更多的晶界，這些界面區域聚集了大量位錯，能夠阻礙晶粒間的相對滑移，增強組織抵抗變形的能力[21]。相關研究[22]還發現，初生α相的體積分數以及形貌對合金的拉伸性能具有決定性影響。合金由鑄態向軋制態轉變的過程中，組織中α相從不規則的長條狀（片層狀）轉變為球狀（等軸狀）形貌時，合金的塑性會得到顯著改善。這是由于在相同外應力條件下，長條狀α相會縮小組織的有效片層間距，導致應力集中，塑性變形過程易形成更多的微孔洞，破壞組織的變形協調性。而球狀α相則能有效避免這種缺陷，因此軋制后具有球狀初生α相的組織表現出更優異的塑性。
合金經過固溶處理后，顯微組織中的初生α相基本保持穩定，但軋制態組織內的細小條狀α相大量溶解，同時析出大量細小的α'相。由于α'相尺寸更為細小，其強化效果更為顯著，因此合金的強度較軋制態明顯提高。經時效處理后，α'相逐漸分解并析出大量細小的針狀次生α相，在晶粒內部形成彌散強化結構。在變形過程中，針狀次生α相會阻礙位錯運動，導致位錯在晶粒內部不斷堆積[23]。隨著塑性變形的持續進行，晶粒內部的位錯密度持續上升，位錯間的相互作用不斷增強，這種微觀結構變化使得合金難以形成連續的滑移面，進而起到強化效果。但這種強化機制在顯著提升合金強度的同時會降低合金部分塑性變形能力，導致固溶時效態合金塑性較固溶態略有降低。
從織構角度分析，合金經軋制后形成的T型織構意味著晶粒取向從鑄態的隨機分布變為擇優排列，這一轉變同時提升了合金的強度與塑性。其強度提高主要源于軋制帶來的晶粒細化，而塑性的提升除組織形貌改變外，組織中形成的織構會使眾多晶粒具有相近的取向，在變形時能更均勻地協調變形，有效減少局部應力集中，并促進更多滑移系同時開動，從而推遲裂紋萌生，使合金在斷裂前能承受更大的塑性變形。當軋制態合金再經固溶以及時效處理后，織構類型不變，但織構強度有所降低。盡管織構類型未改變，但織構強度的降低意味著合金中的晶粒分布更加均勻。這種變化使得合金在受力時能夠更好地分散應力，減少應力集中，從而提高合金的強度。
2.4拉伸斷口形貌
圖5為TC10鈦合金在不同加工狀態下的拉伸斷口形貌。從圖5(a)中可以觀察到，鑄態合金的斷口呈現典型的脆性斷裂特征，表現為明顯的巖石狀形貌。這種斷裂形貌的形成機制與粗晶組織的變形特性密切相關。在拉伸載荷作用下，晶界為阻礙位錯運動和塑性變形傳遞的主要障礙，變形過程中產生的位錯和應變難以在晶粒間有效傳遞，導致應變能主要集中于晶界區域。這種應變局域化現象引發晶界處的應力集中，促使裂紋優先沿晶界快速擴展，致使合金發生脆性斷裂[24]。粗大晶粒組織中的晶界總面積相對較小，應力集中更為顯著，同時也更容易偏聚雜質和脆性相而弱化。因此，在斷裂過程中，裂紋優先沿這些弱化的晶界擴展，形成沿晶斷裂，其宏觀斷口表現為粗大的巖石狀形貌。
除鑄態合金外，軋制態、固溶態以及固溶時效態合金的拉伸斷口均呈現出相似的微觀特征，如圖5(b~d)所示，主要表現為典型的等軸韌窩結構（如圖5(b)中F區域所示），這種形貌特征表明合金發生了韌性斷裂。研究[25]表明，當初生α相含量較高時，合金表現出更優異的塑性變形能力。在拉伸過程中，這些初生α相能夠有效吸收并均勻分布應變能，顯著降低局部應變和應力集中程度。這種應變調節機制使合金在斷裂過程中形成更密集的韌窩結構，這些微孔洞通過協調塑性變形，顯著提高了合金的塑性。隨著組織中初生α相含量的增加，斷口表面的韌窩數量也增多，宏觀上體現為合金具有良好的塑性變形能力。軋制態、固溶態及固溶時效態合金中包含的初生α相使其表現出較好的塑性，拉伸斷口均為等軸韌窩狀韌性斷裂特征。
3、結論
1）TC10鈦合金鑄態組織表現為典型的β轉變結構，主要由片層狀α相組成；經軋制加工后轉變為雙態組織，等軸初生α相和條狀次生α相均勻分布于基體中；固溶處理促使條狀α相溶解，同時保留等軸初生α相；而時效處理則在保持初生α相形貌的基礎上，析出大量針狀次生α相。
2）TC10鈦合金鑄態組織具備隨機織構，無明顯強織構形成；經軋制加工后，合金在極圖上呈現出明顯的T型織構特征；固溶態組織中織構類型未產生明顯改變，仍為T型織構，但織構強度由8.70降低至6.09；固溶時效態合金的織構類型與固溶態一致，且織構強度未產生明顯變化。
3）TC10鈦合金鑄態試樣表現出最差的綜合力學性能，尤其塑性偏差；相比之下，固溶時效態合金展現出最高的強度，抗拉強度和屈服強度分別達到1350MPa和1215MPa。4）TC10鈦合金鑄態試樣拉伸斷口呈現典型的脆性斷裂特征，表現為明顯的巖石狀形貌；而經過塑性變形的軋制態、固溶態及固溶時效態試樣均表現出以等軸韌窩為主的韌性斷裂特征。
參考文獻：
[1] 周 偉,辛社偉,劉向宏,等.TB18 鈦合金 β 熱處理后組織特征與力學性能的關系研究[J].鈦工業進展,2025,42(3):8-13.
[2] 南 榕,孫花梅,蔡建華,等.鈦及鈦合金表面處理技術研究進展[J].鈦工業進展,2025,42(3):40-47.
[3] 劉自剛,代鋒先,陸 剛,等.鈦合金激光焊研究現狀與展望[J].材料導報,2023,37(增刊 1):354-359.
[4] 張鵬飛,張林嘉,周 瑜,等.鈦合金精密鑄造技術在航空航天領域的應用進展[J].航空制造技術,2025,68(7):22-36.
[5] 胡 明 , 張 新 全 , 李 偉 強 , 等 .Fe 和 Cu 的 含 量 對 TC10 鈦 合 金 棒 材 力 學 性 能 的 影 響 [J]. 材 料 研 究 學報,2025,39(3):217-224.
[6] 張曉龍,張俊杰,趙金星,等.TC10 鈦合金平衡肘鍛造工藝及組織性能研究[J].鍛造與沖壓,2022(21):56-59.
[7] 秦桂紅,嚴 彪,計 波,等.鍛造工藝和時效處理對 TC10 鈦合金組織和性能的影響[J].鈦工業進展,2018,35(2):39-41.
[8] QIN Guihong, YAN Biao, JI Bo, et al. Effect of heat treatment on impact properties of TC10 titanium alloy[J]. Materials Science Forum, 2018(2):725-729.
[9] ZHANG Mingyu, YUN Xinbing, FU Hongwang. Effect of BASC and BASCA heat treatment on microstructure and mechanical properties of TC10 titanium alloy[J]. Materials, 2022,15(22):8249.
[10] 張明玉,運新兵,伏洪旺.退火工藝對 TC10 鈦合金組織與沖擊性能的影響[J].稀有金屬材料與工程,2023,52(9): 3 106-3 115.
[11] 劉建華,唐新婷,陳彩鳳,等.熱處理過程中 Ti-5322 鈦合金片狀組織的靜態球化[J].中國有色金屬學報,2023,33(10): 3 239-3 250.
[12] 邊麗虹,樸順南,曾衛東,等.應變量對TC17鈦合金高溫性能及片狀α相演變的影響[J].鈦工業進展,2017,34(6):34-37.
[13] 賈志強,曾衛東,王凱旋.TC17 鈦合金熱變形過程中片狀組織球化演變及 Burgers 關系的破壞[J].稀有金屬材料與工
程,2017,46(10):2 895-2 899.
[14] 梁飛龍,張明玉,宋一新,等.固溶溫度對 Ti-0.3Mo-0.8Ni 鈦合金微觀組織與拉伸性能的影響[J].稀有金屬與硬質合金,2025,53(2):88-93.
[15] CHEN Y, SU H, ZHAO F, et al. Preparation of high-strength TC18 titanium alloy by constructing dual heterostructures through deformation heat treatment[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2025,1 036:181907.
[16] LU L, LIU H, SONG K, et al. Grain refinement mechanism, static recrystallization and texture evolution of commercially pure titanium with trace yttrium addition[J]. Materials Characterization, 2025,224:115014.
[17] 齊 敏,王 倩,馬英杰,等.Ti6246 鈦合金 β→α 相變中晶界 α 相生長行為及其對微織構的影響[J].金屬學報,2025,61(2):265-277.
[18] PATIL S U, BABU J M S, THOTA M, et al. Effect of heat treatment process parameters, cooling rate on microstructure morphology, mechanical behaviour and texture evolution of two phase (α+β) Ti-6Al-4V alloy[J]. Journal of Alloys and
Compounds, 2025,1 035:181592.
[19] 張 宇,辛仁龍,黃曉旭,等.亞穩 β 鈦合金三叉晶界 α 相的變體選擇研究[J].電子顯微學報,2025,44(3):271-278.
[20] 孫 皓,蒙 迅.鑄態 Ti-6Al-4V 鈦合金的組織細化及性能[J].金屬熱處理,2025,50(2):52-60.
[21] 王美晨,儲雙杰,梁高飛,等.TC4 鈦合金熱軋過程中組織演變和性能控制機理研究及展望[J].塑性工程學報,2024,31(9):1-22.
[22] 張明玉.爐冷溫度對 TA10 鈦合金微觀組織與拉伸性能的影響[J].有色金屬加工,2024,53(5):25-28.
[23] CHEN W, LI C, ZHANG X, et al. Deformation-induced variations in microstructure evolution and mechanicalproperties of bimodal Ti-55511 titanium alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2019,783:709-717.
[24] 同曉樂,張明玉,岳 旭,等.固溶處理對 TC11 鈦合金組織與性能的影響[J].金屬熱處理,2023,48(2):195-200.
[25] 張明玉,運新兵,伏洪旺.BASCA 熱處理對 TC10 鈦合金組織與斷裂韌性的影響[J].材料導報,2024,38(7):202-207.
（注，原文標題：不同加工狀態下TC10鈦合金組織、織構與拉伸性能的研究）