發布日期：2025-1-5 17:18:47
鈦及鈦合金由于其本身的高強度、低密度、優異的抗腐蝕性能以及記憶功能等特性，在軍工、航天、生物等多個領域都有大量應用[1-2]。由于TA10鈦合金中僅包含少量的合金元素（Mo、Ni元素），故其強度一般，但具有良好的塑性變形能力[3-4]，能夠將其加工成棒材、絲材、板材以及管材等多種型材，故該合金具有十分良好的應用前景[5]。
由于TA10鈦合金的應用十分廣泛，目前已有大量學者對其進行研究，其中徐夢喜等[6]研究了TA10鈦合金熱連軋板材顯微組織及其性能，發現熱連軋能有效破碎合金中的層片組織，并發現塑性變形組織中出現較強的織構，并出現十分明顯的各向異性。陶歡等[7]對TA10鈦合金進行了不同溫度的固溶時效處理并研究了合金的組織形貌與拉伸性能，發現增加固溶溫度會使α相含量降低，合金強度增加。當固溶溫度達到單相區后，組織中形成明顯魏氏組織，強度增加明顯，但塑性降低。蘇娟華等[8]對TA10鈦合金的高溫拉伸斷裂極限進行了研究，發現應變速率以及變形溫度會明顯影響合金的斷裂極限值，在變形溫度升高過程中，合金斷裂極限值不斷增加，而應變速率的升高會導致合金斷裂極限值不斷減小。
綜上所述，雖然已有較多學者對TA10鈦合金進行了較為廣泛的研究，但關于該合金在不同冷卻條件下的組織演變卻鮮有研究，且關于該合金力學性能的研究也是以拉伸性能為主，少有其它力學性能的研究。
隨著TA10鈦合金的應用領域不斷增加，尤其是航天航空領域，故研究該合金在不同加熱溫度以及冷卻條件下的組織特征以及其它力學性能是十分有必要的。
故本文對TA10鈦合金進行兩相區與單相區溫度的加熱處理，再通過水冷、空冷與爐冷3種工藝對合金進行冷卻。除傳統兩相區溫度加熱外，通過研究經單相區溫度加熱后鈦合金的組織與沖擊性能，為工程中造成的過熱、過燒現象提供分析的理論依據，為TA10鈦合金的工程應用以及推廣作出一定參考。
1、試驗材料及方法
選取直徑為ϕ125ｍｍ的TA10鈦合金棒材作為試驗材料，采用電感耦合等離子體（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙｃｏｕｐｌｅｄｐｌａｓｍａ，ＩＣＰ）對試驗合金進行具體化學成分測試，測得結果（質量分數，％）為0.295Mo、0.79Ni、0.04Ｏ、0.073Ｆｅ，余量Ｔｉ。采用連續升溫金相法測得TA10鈦合金的相變點為890℃。圖1為經多次鍛造后TA10鈦合金的原始加工態微觀組織。由圖1可知，基體中除包含少量β轉變組織（βＴ）外，其余基體均被等軸初生α相（αｐ）所占據。通過高倍微觀組織發現，大量細小針狀α相存在于βＴ中，組織中初生α相含量超過50％，故該組織類型為等軸組織。
使用線切割對TA10鈦合金進行加工，根據合金的相變點溫度890℃，分別設定兩相區溫度860℃以及單相區溫度900℃對合金進行加熱處理，加熱設備為ＨＸ-2型高精度等級箱式電阻爐，設置加熱時間為2ｈ。加熱結束后，對合金進行不同冷卻方式（水冷、空冷、爐冷）的冷卻處理。將經不同冷卻方式處理后的合金按照測試要求進行加工，對加工后的試樣進行微觀組織觀察、物相分析以及沖擊吸收能量測試，并對沖擊斷裂后的試樣進行斷口微觀形貌觀察。為保證試驗嚴謹性，微觀組織觀察采用沖擊試樣尾部，每組沖擊試驗測試3個試樣，最后取平均值作為試驗結果。采用ＨＦ∶ＨＮＯ3∶Ｈ2Ｏ＝1∶3∶6（體積比）的腐蝕劑對合金進行腐蝕，采用Ｚｅｉｓｓ型光學顯微鏡進行顯微組織觀察，采用Ｅｍｐｙｒｅａｎ型Ｘ射線衍射儀進行相組成分析，設置掃描角度為30°～80°，使用ＪＢＳ型金屬擺錘式沖擊試驗機進行沖擊性能測試，使用Ｎａｖａ型掃描電鏡觀察試樣的高倍顯微組織以及沖擊斷口微觀形貌。
2、試驗結果與討論
2.1 微觀組織
圖2為TA10鈦合金經兩相區溫度860℃加熱后，再以不同冷卻方式處理后的微觀組織形貌。由圖2發現經水冷處理后（見圖2（ａ）），組織中初生α相（αｐ）形貌以等軸狀和粗大塊狀為主，并存在一定數量的βＴ且其內部均勻彌散分布大量細小針狀α相，此時組織類型為雙態組織。經空冷處理后（見圖2（ｂ）），此時組織類型依然為雙態組織，整體形貌與水冷一致，但發現βＴ中析出的α相形貌由針狀轉變為細小條狀。經爐冷處理后（見圖2（ｃ）），此時的組織類型為等軸組織，相比水冷與空冷，組織中初生α相含量與尺寸有明顯增加，且β轉變組織含量明顯減少。
圖3為TA10鈦合金經單相區900℃加熱后，再以不同冷卻方式處理后的微觀組織形貌，發現合金微觀組織形貌出現較大變化。經水冷處理后（見圖3（ａ）），此時有粗大β晶粒出現，并發現明顯的晶界α相，但晶界α相尺寸較為細小，同時大量細小針狀α相析出，在組織中均勻分布，此時的組織類型為細片層β轉變組織。經空冷處理后（見圖3（ｂ）），其組織形貌與水冷接近，同樣為細片層β轉變組織，且有粗大β晶粒以及晶界α相，發現析出的細小針狀α相，較水冷相比，其尺寸略有增加。經爐冷處理后（見圖3（ｃ）），與水冷與空冷相比較，微觀組織形貌變化較大，組織中除存在明顯β晶粒外，析出的晶界α相粗化明顯，且發現大量的片狀α相在β晶粒中均勻分布，此時的組織類型轉變為粗片層β轉變組織。
TA10鈦合金在進行升溫加熱過程中，其組織內部會發生α相→β相的物相轉變，隨著加熱溫度升高，α相→β相的轉變越充分。當加熱溫度為兩相區溫度860℃時，組織中一部分α相轉變為β相，在冷卻過程中，發生β相→α相轉變，即經冷卻處理后，組織中形成新的α相以及加熱過程中未溶解的α相二者一起構成新的微觀組織形貌[9]。進行水冷處理時，產生的過冷度較大，β相中的原子會通過切變的形式進行轉變，合金元素來不及充分擴散，最終會形成細小的針狀形貌。在進行空冷處理時，由于產生的過冷度有所降低，合金元素會通過擴散的形式轉變，即形成細針狀α相尺寸有所增加。而進行爐冷處理時，由于整個冷卻速率緩慢，產生較小的過冷度，同時在爐冷過程中，組織會得到充分的能量使新形成的α相長大，進而逐漸長成尺寸較為粗大的片狀α相[10]。當加熱溫度為單相區溫度900℃時，此時組織中的α相完全轉變成β相，且在加熱及保溫過程中，β晶�？焖匍L大，在不同冷卻方式下彌散析出尺寸不同的α相。
2.2 XRD分析
由圖3可知，經不同冷卻方式處理后TA10鈦合金微觀組織產生較為明顯的變化，進而使得組織中物相發生變化，故對其進行XRD測試并分析其物相組成。圖4為TA10鈦合金經不同冷卻方式處理后的XRD圖譜。由于TA10鈦合金為近α型鈦合金，其成分中包含的β類穩定元素含量較少，故經冷卻處理后，組織中會形成α′相或次生α相，由于次生α相與α′相的晶體結構一致，其二者均具有密排六方結構，使得次生α相與α′相的點陣常數十分相近，故在XRD圖譜中，次生α相與α′相的衍射峰重合，難以進行有效區分[11-12]。根據上文所述可知，α′相是以切變的方式形成的，次生α相是以擴散方式形成的，且過冷度是影響發生何種轉變的主要因素。有文獻[13]指出，通常情況下，當加熱溫度達到再結晶溫度以上且進行水冷處理時，組織形成的過冷度才能夠達到發生切變的條件，故可知經水冷處理后組織中形成α′相，而經空冷以及爐冷處理后的組織中并無α′相形成。也有文獻[14]指出，近α與α＋β型鈦合金，在水冷條件下析出的α′相形貌為細小針狀，結合圖2與圖3的高倍微觀組織可知，經水冷處理后組織中形成細小針狀的α相。
2.3 沖擊性能分析
經不同冷卻方式處理后，TA10鈦合金的沖擊性能數值與變化趨勢如圖5所示�？梢园l現，無論加熱溫度為兩相區溫度860℃還是單相區溫度900℃，在3種不同冷卻方式下，合金的最佳加熱溫度均為兩相區溫度，且合金在水冷條件下的沖擊性能較差，而在爐冷條件下的沖擊性能最優異。對比發現，合金經兩相區溫度860℃加熱后再進行爐冷處理，合金沖擊性能達到最大值，此時合金的沖擊吸收能量為88Ｊ。
在裂紋萌生階段，當加熱溫度為兩相區時，發現經水冷和空冷處理后的微觀組織形貌較為接近，二者的區別是經水冷處理的組織中析出大量形貌細小的針狀α′相，試樣在沖擊變形的初始階段，微觀組織中的微小裂紋首先是在形貌細小的α′相中出現萌生，由于α′相具有較高的硬度，這就使得α′相非常容易出現微小尺度的變形不均勻，即施加較小的外應力就會導致萌生裂紋并快速擴展[15-16]。而經空冷處理后，其組織中析出的次生α相尺寸較大，且硬度相比α′相也更低，使得組織協調性能相比水冷更加優異，即與水冷相比，合金經空冷處理后，其在裂紋萌生階段吸收的能量更多。
而在爐冷條件下，組織為尺寸十分粗大的αｐ相，組織協調性十分優異，裂紋在萌生階段會形成較大的塑性變形區，吸收更多的能量。當加熱溫度為單相區時，組織中αｐ相完全消失，且均出現粗大β晶粒，故此時組織的協調性降低，使其在裂紋萌生階段吸收的能量較低[17-18]。
在裂紋擴展階段，當加熱溫度為兩相區時，經水冷處理后，組織析出細小α′相，導致擴展裂紋十分容易穿過α′相。合金經空冷處理后，析出次生α相的尺寸有所增加，擴展裂紋若要穿過次生α相則需要消耗更多的能量。而經爐冷處理后的組織為尺寸較為粗大的片狀α相，擴展裂紋難以順利通過大量的片狀α相，導致一部分擴展裂紋需要繞過片狀α相繼續擴展，從而使得裂紋的擴展路徑曲折程度增加，合金可吸收更多的能量[19]。當加熱溫度為單相區時，3種不同冷卻方式的組織中均存在粗大的β晶粒，大部分的擴展裂紋會沿著晶界位置進行擴展延伸，剩余一部分的擴展裂紋會在β晶粒中擴展，故導致裂紋擴展路徑曲折程度增加，吸收更多的能量，故經單相區溫度處理后，合金在裂紋擴展階段吸收能量更多，但裂紋萌生階段吸收能量為主要能量，導致合金經兩相區溫度處理后，沖擊性能更佳。
2.4 沖擊斷口微觀形貌
TA10鈦合金經不同溫度區間加熱，再以不同冷卻方式處理后的沖擊斷口形貌如圖6和圖7所示。其中圖6為合金在兩相區溫度860℃加熱時的斷口形貌，此時的斷口形貌主要由韌窩構成，且發現合金經爐冷處理后，其斷口形貌中韌窩尺寸最大。圖7為合金在單相區溫度900℃加熱時的斷口形貌，發現斷口形貌均以巖石狀為主，少量深度較淺且尺寸較小的韌窩在其表面分布。斷口中的韌窩數量與尺寸是判斷合金沖擊性能的主要因素之一，當韌窩數量較多且尺寸較大時，合金的沖擊性能較高，反之當韌窩數量較少且深度較淺時，合金沖擊性能較低。故合金經兩相區溫度860℃處理后的沖擊性能較好，且在3種冷卻方式中，經爐冷處理后的沖擊性能更加優異，與圖5相一致。
沖擊斷口形貌中的韌窩是由于其整個塑性變形過程中的應變速率較快，導致位錯在移動過程中容易產生應力集中，進而使組織形成微孔，在塑性變形進行的過程中，微結構中的位錯在運動中受到的排斥力會不斷減少，且一部分位錯會進入微孔，再次激活位錯源。
在變形過程中會不斷產生位錯，導致新形成的位錯會不斷進入微孔中，使得微孔長大，大量的微孔會在斷口處發生匯聚并留下痕跡，最終在斷口位置形成韌窩[20]。除韌窩外，發現經空冷和爐冷處理后的斷口形貌中還存在二次裂紋以及空洞，而經水冷處理后該形貌并不明顯。這是由于經空冷與爐冷處理后的組織中，其形成的次生α相尺寸較大，裂紋在擴展過程中，當其與尺寸較大次生α相相遇后，少量的裂紋擴展路徑會出現偏轉現象，部分裂紋會順著α相以及β相的晶界交界位置繼續擴展，在界面處會出現空洞以及二次裂紋[16]。
3、結論
1）當加熱溫度為兩相區860℃時，TA10鈦合金經水冷與空冷處理會形成雙態組織，β轉變組織中析出形貌細小的α相，經爐冷處理會形成等軸組織，析出α相尺寸增加。當加熱溫度為單相區900℃時，合金經水冷與空冷處理會形成細片層β轉變組織，且出現粗大β晶粒，經爐冷處理會形成粗片層β轉變組織，晶界α相明顯粗化。
2）在3種不同的冷卻方式中，不同溫度加熱的TA10鈦合金經爐冷處理后的沖擊性能最佳，其次是空冷，水冷最差。經對比發現，在兩相區溫度860℃加熱時，合金經爐冷處理后的沖擊性能最佳，沖擊吸收能量為88Ｊ。
3）加熱溫度為兩相區860℃時，3種冷卻方式的沖擊斷口均為韌窩形貌，爐冷條件下的斷口中韌窩尺寸最大。當加熱溫度為單相區900℃時，3種冷卻方式的斷口形貌均以巖石狀為主，且在其表面分布深度較淺且尺寸較小的韌窩。
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