发布日期：2025-10-25 21:54:06
TC10钛合金又称Ti662合金,该合金名义成分为Ti-6Al-6V-2Sn-0.5Cu-0.5Fe,其在工程材料领域被广泛使用，如海洋、军工以及化工等领域[1-2]。TC10钛合金的成分中包含较多的合金元素,这些元素的存在使得该合金可以通过热处理进行强化，通过调整和优化热处理工艺,可以显著提高合金的力学性能[3-4]。因此，对于TC10钛合金的生产和应用来说，掌握合理的热处理工艺至关重要。通过热处理，不仅可以提高合金的力学性能,还可以改善其加工性能和使用寿命。
由于TC10钛合金的性能十分优异,其在大量领域被广泛使用，故众多学者对TC10钛合金进行了相关研究。如张明玉等[5]研究了双重退火以及等温退火工艺对TC10钛合金微观组织、拉伸以及断裂韧性的影响，发现经双重退火处理后，出现细针状α相,组织强度随温度升高而增强,塑性呈相反趋势;经等温退火处理后，等轴α相粗化，出现片状α相,合金在相变点处强度最大且塑性良好。林来儿等[6]研究了TC10钛合金在不同退火温度条件下组织和力学性能演变规律，发现在退火过程中，初生α相减少，β转变组织增多，达到单相区温度后，出现三叉状晶界和β晶粒，次生α相弥散分布，合金强度在900℃时最低，塑性最高;在960℃时强度最大，塑性最小。张钧等[7]同样研究了退火温度对TC10合金显微组织和拉伸性能的影响,发现随着退火温度的升高，合金中的初生α相体积分数逐渐减少，而β相的体积分数逐渐增加，同时β相的晶粒平均面积也随之增大。
可以发现，当前针对TC10钛合金的热处理研究主要集中在退火工艺上，鲜有其他热处理工艺的研究。此外,关于该合金性能测试多以拉伸性能测试为主,而其他力学性能研究同样少有报道。鉴于此,本文根据目前现有的研究以及应用现状，通过设定不同的加热温度对合金进行热处理，随后对合金进行随炉冷却处理，并对冷却后的合金进行冲击性能测试，以此研究TC10钛合金在冷却过程中的微观结构变化与冲击性能变化规律。旨在为相关领域的研究人员提供参考，推动TC10钛合金在更多领域的应用和发展。
1、试验材料与方法
采用经过真空自耗电弧炉熔炼以及自由锻造机塑性加工后的TC10钛合金棒材(Φ130mm)为试验材料,加工过程为:铸锭首先经单相区温度(1140℃)开坯锻造，随后经6~8火次两相区(890~910℃)锻造加工，整体变形量超过90%。
采用ICP发射光谱仪对试验用TC10钛合金棒材进行化学元素成分测试,结果(质量分数,%)为:6.11 Al、6.13 V、2.11 Sn、0.57 Fe、0.58 Cu、0.15 O、Ti余量。为深入研究TC10钛合金的热处理特性,采用连续升温金相法，测得该合金的相变点温度为943℃。
针对试验用TC10钛合金棒材,根据测定的相变点温度设定了4个热处理温度,分别为900、920、940和960℃。采用型号为PML1/17的高温马弗炉在大气氛围下加热，加热速度为10℃/min，待加热到设定温度后，将试样放入马弗炉中，在每个温度下，将试样加热保温2h,然后进行随炉冷却至室温出炉。热处理完成后，将试样进行冲击性能测试以及组织分析。合金的冲击性能采用CSI-Z290型冲击试验机测试,冲击试样取自棒材纵向(L向),按照GB/T229-2020《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》加工成10mmx10mmx55mm的冲击试样,缺口为U形,缺口深度2mm,进行室温冲击测试,每组测试3个平行试样以确保结果的可靠性。显微组织分析试样取自冲击试样尾部非变形区，首先对试样进行粗磨、细磨及抛光等处理，再采用腐蚀液(HF:HNO3:H2O=1:3:6,体积比)进行腐蚀,随后使用NT-MDT型光学显微镜以及AOSVI型扫描电镜(工作电压设定为20kV)进行低倍与高倍组织观察。使用XD-2007型X射线衍射仪(XRD)分析合金的物相,采用Cu靶,扫描范围设定为30°~80°,扫描速率为4°/min。测试完成后，通过JADE软件对衍射数据进行解析。最后采用AOSVI扫描电镜对合金的冲击断口微观形貌进行观察分析。
2、结果与讨论
2.1微观组织
经过不同温度随炉冷却处理后,TC10钛合金的微观组织发生了显著的变化,相比原始棒材微观组织形貌,组织中α相的分布、尺寸以及形态均产生显著改变,具体形貌变化如图2所示。合金经900℃随炉冷却处理后(图2a),可以观察到合金微观组织与原始组织相比产生了明显变化，此时组织中等轴α相含量(约为75%)明显增加，组织中除等轴α相外，还存在一定数量的条状α相(约为25%)。当随炉冷却温度升至920℃后(图2b),发现此时组织依然以等轴α相为主,但相比于图2(a),等轴α相含量(约为55%)明显减少。进一步观察发现，组织中长条状的α相含量(约为45%)进一步增加,这表明随炉冷却温度的改变对α相的形态产生了一定影响。当随炉冷却温度进一步升高至940℃(图2c),组织形貌产生进一步改变，此时组织中等轴α相含量(约为17%)进一步减少,主要由条状α相(约为83%)构成,且条状α相尺寸相比图2(b)也明显增加。当随炉冷却温度达到960℃后(图2d),此时的温度已经超过合金的相变点温度，达到单相区温度。因此，合金组织中的等轴α相完全消失,组织主要由大量条状α相构成,并出现明显的晶界α相。
在本试验中，采用随炉冷却作为热处理工艺，合金中原子在缓慢的冷却过程中有充足时间进行扩散，这为α相的形核以及长大创造了良好的条件，导致冷却过程中形成条状α相的尺寸以及含量有所增加，故导致相比于原始组织，合金形貌产生明显变化。当炉冷温度较低时(900和920℃)，在加热过程中，合金组织中的α相与β相中的元素会发生重新分配。在加热后的随炉冷却过程中，由于此时组织中包含一定数量的α相,在冷却过程中,β相会转变为新的α相,即新的α相会从组织中析出。这些新析出的α相主要在原有α相界面以及β晶界的位置形核。随着随炉冷却的进行，组织中原有的α相会与这些新析出的α相进行结合,逐渐聚集在一起,形成较大的α相[8-9]。因此,与原始的微观组织相比,经过随炉冷却处理后，合金组织中α相的尺寸会显著增大。随着炉冷温度的升高(940和960℃),观察到组织中等轴α相含量逐渐减少并消失，而条状α相含量逐渐增加且尺寸不断增加。这是因为在加热温度升高的过程中，组织中的更多α相发生物相转变(α相→β相),即α相发生溶解程度增加。这一溶解过程首先是组织中最细小、最薄的α相首先开始溶解,随后是较厚且尺寸较大的α相发生溶解[10]。由于较高的温度导致组织中β相含量较多,在随后的炉冷过程中,导致组织中的α相主要由新析出的条状α相构成,因此组织中条状α相含量以及尺寸增加。
2.2物相分析
由图2可知,TC10钛合金在不同随炉冷却条件下的微观组织形貌出现明显变化，为进一步分析组织下的微观组织形貌出现明显变化，为进一步分析组织中物相转换规律，对不同随炉冷却条件下的TC10钛合金进行物相分析，图3为对应的XRD图谱。合金在加热过程中，发生α相向β相转变，加热后的冷却过程中，发生β相向α相转变。β相在冷却时通常会转变为3种物相,分别为α′相、α″相以及α相[11]。其中,β相→α相的转变是以扩散的形式逐渐转变而来，该过程相对较慢，需要原子在晶体中的迁移以达到新的平衡位置[12]。而β相→a'相与β相→a"相的转变则是以切变的形式进行[13],这种转变方式迅速且伴随着晶体结构的重新排列。过冷度是影响合金物相转变的关键，当冷却速率较快时，其会形成较大的过冷度，这使得合金中的β相更倾向于转变为a'相以及a"相,因为这两种相在较高的冷却速率下更容易通过切变方式形成。相反，当冷却速率较慢时，其会形成较小的过冷度，这使得β相有更多的时间进行扩散型转变，最终转变为α相。在本试验中，合金加热后的冷却方式为随炉冷却，组织中物相转变在较慢的冷却条件下发生β相→α相转变。故TC10钛合金经不同的炉冷温度冷却处理后，其形成的主要衍射峰为α相以及β相。
此外发现，当合金经不同温度随炉冷却处理后，虽然图3中并未出现新的衍射峰，但α相与β相的衍射峰强度存在明显的差异。这一现象主要源于随炉冷却温度的变化，其会显著影响合金中化学成分的分布情况。在随炉冷却温度不断升高的过程中，合金原始组织中的β转变区域中各元素会产生再分配过程[14-15]。在这个过程中，β稳定元素:V、Fe以及Cu的含量不断降低，而Al元素的含量却随之增加。这种元素含量的变化是由于不同随炉冷却温度下原子的扩散速率和迁移能力不同，导致元素在合金组织中的分布发生了改变。具体来说，较低的随炉冷却温度可能使得合金中的原子没有足够的能量进行快速扩散，从而使得V元素、Fe元素以及Cu元素含量较高。而在较高的炉冷温度下，原子获得了更大的能量，使得它们能够更快地扩散和迁移，导致了β转变区域中V元素、Fe元素以及Cu元素减少以及A1元素的增加[16]。这种元素再分配的现象影响了 XRD图谱中衍射峰的强度。
2.3冲击性能
TC10钛合金在不同随炉冷却条件下的冲击性能如图4所示。发现随着冲击吸收能量的增加，合金的冲击韧性也随之提高。其中冲击吸收能量反映了材料在裂纹启动和扩展过程中的能量消耗情况，体现了材料对裂纹阻碍的能力。冲击韧性则是衡量材料在冲击载荷下抵抗变形和破坏的能力，它是冲击吸收能量与标准断面积的比值。经过对比不同温度炉冷处理后合金的冲击性能，发现随着随炉冷却温度的升高，合金的冲击性能逐渐降低。具体来说，合金的随炉冷却温度由900℃升至960℃的过程中，合金冲击吸收能量由43J降至30J,而冲击韧性则由53J/cm2降至40J/cm2。
结合图2分析,当随炉冷却温度较低时(900和920℃),合金组织中等轴α相的含量较高且尺寸较大。由于等轴α相与基体之间的界面结合良好,可以有效地传递应力。在受力过程中，应力可以均匀地分布在各等轴α相中,有效避免应力集中发生,故组织的协调性良好，导致更多的能量在裂纹开动过程被吸收，即该阶段产生的塑性变形区较大[17]。由于组织中包含大量等轴α相,在裂纹扩展过程中,部分裂纹在扩展过程中会穿过等轴α相,但大量裂纹则是沿着等轴α相的晶界进行扩展。故这种组织结构使得裂纹的扩展路径更为平顺，曲折程度较低，即该过程吸收的能量较少[18]。
当随炉冷却温度较高时(940和960℃),组织中等轴α相含量减少并消失，且有大量细小条状α相形成。这种组织结构的合金在受到冲击时，细小条状α相会使组织增加位错运动的阻力，容易产生钉扎作用[19-20]。这导致在裂纹开动过程只能产生较小的塑性变形区面积，因而该过程吸收的能量也较少。在随后的裂纹扩展过程中，由于组织中存在大量细小条状α相,且等轴α相含量减小并消失,这会使得裂纹扩展路径变得更加曲折，即更多的能量在这种曲折的扩展路径中被吸收。
综上所述,合金在裂纹开动过程中产生的塑性变形区随着随炉冷却温度的升高而不断减少，即该过程能量吸收逐渐减少，但更多的能量在裂纹扩展阶段被吸收。有研究表明[21-22],虽然冲击吸收能量由裂纹开动过程中吸收的能量与裂纹扩展过程中吸收的能量二者构成,但前者为主要吸收能量,后者为次要吸收能量，故随着随炉冷却温度的升高，合金的冲击性能呈现出不断减少的趋势。
2.4冲击断口微观形貌
TC10钛合金在不同随炉冷却条件下的冲击断口微观形貌如图5所示。合金经较低的温度随炉冷却处理后(900和920℃)，冲击断口上观察到大量尺寸较大的韧窝，并且存在大量的尺寸较小的韧窝分布在大韧窝中，这意味此时的组织容易满足着裂纹扩展所需韧窝会不断长大和增多，从而形成大量的韧窝[24-25]。冷却过程中，合金中形成大量等轴α相。等轴α相能够改善合金的协调性，在受到冲击时能够引发局部塑性变形，形成韧窝的起始点，随着冲击力的继续作用，韧窝会不断长大和增多，从而形成大量的韧窝[24-25]。
当随炉冷却温度升高后(940℃),冲击断口形貌产生一定变化，其出现了明显的撕裂棱，且韧窝尺寸以及数量有减少趋势，该现象意味这合金的韧性降低，强度有所增加。当随炉冷却温度升至单相区温度后(960℃),冲击断口形貌出现明显变化,除撕裂棱更加明显以及韧窝数量和尺寸更少外,发现断口中空洞尺寸增加明显。裂纹扩展过程中，因为组织中存在条状α相,条状α相与裂纹尖端相遇后,裂纹扩展过程遭到条状α相的阻碍,更多的应力集中在组织中产生,导致部分裂纹在扩展过程中会产生偏转。此时沿着α/β晶界的交界位置进行扩展的裂纹数量增加,在该区域最终产生空洞形貌[26]。
除上述形貌外,发现在冲击断口形貌中还存在二次裂纹，二次裂纹是在持续的外力作用下所形成。这些二次裂纹的出现和发展实际上是在协调裂纹的扩展，使得合金在受到冲击时能够更好地分散和吸收应力，从而表现出一定的韧性。
3、结论
1)经不同温度随炉冷却处理后，TC10钛合金组织中的α相形貌、分布以及尺寸均产生较大的变化，随着随炉冷却温度的升高，组织等轴α相含量逐渐减少并消失、条状α相含量与尺寸则不断增加,且出现晶界α相;
2)随着随炉冷却温度的升高，合金的冲击性能不断降低,冲击吸收能量由43J降至30J,冲击韧性则由53J/cm2降至40J/cm2;
3)合金经较低的温度随炉冷却处理后，冲击断口上观察到大量尺寸较大的韧窝，并且存在大量的尺寸较小的韧窝分布在大韧窝中，随炉冷却温度升高后，断口中出现明显的撕裂棱，且韧窝尺寸以及数量有减少趋势。
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（注，原文标题：不同随炉冷却温度对TC10钛合金微观组织与冲击性能的影响）