发布日期：2025-1-5 17:18:47
钛及钛合金由于其本身的高强度、低密度、优异的抗腐蚀性能以及记忆功能等特性，在军工、航天、生物等多个领域都有大量应用[1-2]。由于TA10钛合金中仅包含少量的合金元素（Mo、Ni元素），故其强度一般，但具有良好的塑性变形能力[3-4]，能够将其加工成棒材、丝材、板材以及管材等多种型材，故该合金具有十分良好的应用前景[5]。
由于TA10钛合金的应用十分广泛，目前已有大量学者对其进行研究，其中徐梦喜等[6]研究了TA10钛合金热连轧板材显微组织及其性能，发现热连轧能有效破碎合金中的层片组织，并发现塑性变形组织中出现较强的织构，并出现十分明显的各向异性。陶欢等[7]对TA10钛合金进行了不同温度的固溶时效处理并研究了合金的组织形貌与拉伸性能，发现增加固溶温度会使α相含量降低，合金强度增加。当固溶温度达到单相区后，组织中形成明显魏氏组织，强度增加明显，但塑性降低。苏娟华等[8]对TA10钛合金的高温拉伸断裂极限进行了研究，发现应变速率以及变形温度会明显影响合金的断裂极限值，在变形温度升高过程中，合金断裂极限值不断增加，而应变速率的升高会导致合金断裂极限值不断减小。
综上所述，虽然已有较多学者对TA10钛合金进行了较为广泛的研究，但关于该合金在不同冷却条件下的组织演变却鲜有研究，且关于该合金力学性能的研究也是以拉伸性能为主，少有其它力学性能的研究。
随着TA10钛合金的应用领域不断增加，尤其是航天航空领域，故研究该合金在不同加热温度以及冷却条件下的组织特征以及其它力学性能是十分有必要的。
故本文对TA10钛合金进行两相区与单相区温度的加热处理，再通过水冷、空冷与炉冷3种工艺对合金进行冷却。除传统两相区温度加热外，通过研究经单相区温度加热后钛合金的组织与冲击性能，为工程中造成的过热、过烧现象提供分析的理论依据，为TA10钛合金的工程应用以及推广作出一定参考。
1、试验材料及方法
选取直径为ϕ125ｍｍ的TA10钛合金棒材作为试验材料，采用电感耦合等离子体（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙｃｏｕｐｌｅｄｐｌａｓｍａ，ＩＣＰ）对试验合金进行具体化学成分测试，测得结果（质量分数，％）为0.295Mo、0.79Ni、0.04Ｏ、0.073Ｆｅ，余量Ｔｉ。采用连续升温金相法测得TA10钛合金的相变点为890℃。图1为经多次锻造后TA10钛合金的原始加工态微观组织。由图1可知，基体中除包含少量β转变组织（βＴ）外，其余基体均被等轴初生α相（αｐ）所占据。通过高倍微观组织发现，大量细小针状α相存在于βＴ中，组织中初生α相含量超过50％，故该组织类型为等轴组织。
使用线切割对TA10钛合金进行加工，根据合金的相变点温度890℃，分别设定两相区温度860℃以及单相区温度900℃对合金进行加热处理，加热设备为ＨＸ-2型高精度等级箱式电阻炉，设置加热时间为2ｈ。加热结束后，对合金进行不同冷却方式（水冷、空冷、炉冷）的冷却处理。将经不同冷却方式处理后的合金按照测试要求进行加工，对加工后的试样进行微观组织观察、物相分析以及冲击吸收能量测试，并对冲击断裂后的试样进行断口微观形貌观察。为保证试验严谨性，微观组织观察采用冲击试样尾部，每组冲击试验测试3个试样，最后取平均值作为试验结果。采用ＨＦ∶ＨＮＯ3∶Ｈ2Ｏ＝1∶3∶6（体积比）的腐蚀剂对合金进行腐蚀，采用Ｚｅｉｓｓ型光学显微镜进行显微组织观察，采用Ｅｍｐｙｒｅａｎ型Ｘ射线衍射仪进行相组成分析，设置扫描角度为30°～80°，使用ＪＢＳ型金属摆锤式冲击试验机进行冲击性能测试，使用Ｎａｖａ型扫描电镜观察试样的高倍显微组织以及冲击断口微观形貌。
2、试验结果与讨论
2.1 微观组织
图2为TA10钛合金经两相区温度860℃加热后，再以不同冷却方式处理后的微观组织形貌。由图2发现经水冷处理后（见图2（ａ）），组织中初生α相（αｐ）形貌以等轴状和粗大块状为主，并存在一定数量的βＴ且其内部均匀弥散分布大量细小针状α相，此时组织类型为双态组织。经空冷处理后（见图2（ｂ）），此时组织类型依然为双态组织，整体形貌与水冷一致，但发现βＴ中析出的α相形貌由针状转变为细小条状。经炉冷处理后（见图2（ｃ）），此时的组织类型为等轴组织，相比水冷与空冷，组织中初生α相含量与尺寸有明显增加，且β转变组织含量明显减少。
图3为TA10钛合金经单相区900℃加热后，再以不同冷却方式处理后的微观组织形貌，发现合金微观组织形貌出现较大变化。经水冷处理后（见图3（ａ）），此时有粗大β晶粒出现，并发现明显的晶界α相，但晶界α相尺寸较为细小，同时大量细小针状α相析出，在组织中均匀分布，此时的组织类型为细片层β转变组织。经空冷处理后（见图3（ｂ）），其组织形貌与水冷接近，同样为细片层β转变组织，且有粗大β晶粒以及晶界α相，发现析出的细小针状α相，较水冷相比，其尺寸略有增加。经炉冷处理后（见图3（ｃ）），与水冷与空冷相比较，微观组织形貌变化较大，组织中除存在明显β晶粒外，析出的晶界α相粗化明显，且发现大量的片状α相在β晶粒中均匀分布，此时的组织类型转变为粗片层β转变组织。
TA10钛合金在进行升温加热过程中，其组织内部会发生α相→β相的物相转变，随着加热温度升高，α相→β相的转变越充分。当加热温度为两相区温度860℃时，组织中一部分α相转变为β相，在冷却过程中，发生β相→α相转变，即经冷却处理后，组织中形成新的α相以及加热过程中未溶解的α相二者一起构成新的微观组织形貌[9]。进行水冷处理时，产生的过冷度较大，β相中的原子会通过切变的形式进行转变，合金元素来不及充分扩散，最终会形成细小的针状形貌。在进行空冷处理时，由于产生的过冷度有所降低，合金元素会通过扩散的形式转变，即形成细针状α相尺寸有所增加。而进行炉冷处理时，由于整个冷却速率缓慢，产生较小的过冷度，同时在炉冷过程中，组织会得到充分的能量使新形成的α相长大，进而逐渐长成尺寸较为粗大的片状α相[10]。当加热温度为单相区温度900℃时，此时组织中的α相完全转变成β相，且在加热及保温过程中，β晶粒快速长大，在不同冷却方式下弥散析出尺寸不同的α相。
2.2 XRD分析
由图3可知，经不同冷却方式处理后TA10钛合金微观组织产生较为明显的变化，进而使得组织中物相发生变化，故对其进行XRD测试并分析其物相组成。图4为TA10钛合金经不同冷却方式处理后的XRD图谱。由于TA10钛合金为近α型钛合金，其成分中包含的β类稳定元素含量较少，故经冷却处理后，组织中会形成α′相或次生α相，由于次生α相与α′相的晶体结构一致，其二者均具有密排六方结构，使得次生α相与α′相的点阵常数十分相近，故在XRD图谱中，次生α相与α′相的衍射峰重合，难以进行有效区分[11-12]。根据上文所述可知，α′相是以切变的方式形成的，次生α相是以扩散方式形成的，且过冷度是影响发生何种转变的主要因素。有文献[13]指出，通常情况下，当加热温度达到再结晶温度以上且进行水冷处理时，组织形成的过冷度才能够达到发生切变的条件，故可知经水冷处理后组织中形成α′相，而经空冷以及炉冷处理后的组织中并无α′相形成。也有文献[14]指出，近α与α＋β型钛合金，在水冷条件下析出的α′相形貌为细小针状，结合图2与图3的高倍微观组织可知，经水冷处理后组织中形成细小针状的α相。
2.3 冲击性能分析
经不同冷却方式处理后，TA10钛合金的冲击性能数值与变化趋势如图5所示。可以发现，无论加热温度为两相区温度860℃还是单相区温度900℃，在3种不同冷却方式下，合金的最佳加热温度均为两相区温度，且合金在水冷条件下的冲击性能较差，而在炉冷条件下的冲击性能最优异。对比发现，合金经两相区温度860℃加热后再进行炉冷处理，合金冲击性能达到最大值，此时合金的冲击吸收能量为88Ｊ。
在裂纹萌生阶段，当加热温度为两相区时，发现经水冷和空冷处理后的微观组织形貌较为接近，二者的区别是经水冷处理的组织中析出大量形貌细小的针状α′相，试样在冲击变形的初始阶段，微观组织中的微小裂纹首先是在形貌细小的α′相中出现萌生，由于α′相具有较高的硬度，这就使得α′相非常容易出现微小尺度的变形不均匀，即施加较小的外应力就会导致萌生裂纹并快速扩展[15-16]。而经空冷处理后，其组织中析出的次生α相尺寸较大，且硬度相比α′相也更低，使得组织协调性能相比水冷更加优异，即与水冷相比，合金经空冷处理后，其在裂纹萌生阶段吸收的能量更多。
而在炉冷条件下，组织为尺寸十分粗大的αｐ相，组织协调性十分优异，裂纹在萌生阶段会形成较大的塑性变形区，吸收更多的能量。当加热温度为单相区时，组织中αｐ相完全消失，且均出现粗大β晶粒，故此时组织的协调性降低，使其在裂纹萌生阶段吸收的能量较低[17-18]。
在裂纹扩展阶段，当加热温度为两相区时，经水冷处理后，组织析出细小α′相，导致扩展裂纹十分容易穿过α′相。合金经空冷处理后，析出次生α相的尺寸有所增加，扩展裂纹若要穿过次生α相则需要消耗更多的能量。而经炉冷处理后的组织为尺寸较为粗大的片状α相，扩展裂纹难以顺利通过大量的片状α相，导致一部分扩展裂纹需要绕过片状α相继续扩展，从而使得裂纹的扩展路径曲折程度增加，合金可吸收更多的能量[19]。当加热温度为单相区时，3种不同冷却方式的组织中均存在粗大的β晶粒，大部分的扩展裂纹会沿着晶界位置进行扩展延伸，剩余一部分的扩展裂纹会在β晶粒中扩展，故导致裂纹扩展路径曲折程度增加，吸收更多的能量，故经单相区温度处理后，合金在裂纹扩展阶段吸收能量更多，但裂纹萌生阶段吸收能量为主要能量，导致合金经两相区温度处理后，冲击性能更佳。
2.4 冲击断口微观形貌
TA10钛合金经不同温度区间加热，再以不同冷却方式处理后的冲击断口形貌如图6和图7所示。其中图6为合金在两相区温度860℃加热时的断口形貌，此时的断口形貌主要由韧窝构成，且发现合金经炉冷处理后，其断口形貌中韧窝尺寸最大。图7为合金在单相区温度900℃加热时的断口形貌，发现断口形貌均以岩石状为主，少量深度较浅且尺寸较小的韧窝在其表面分布。断口中的韧窝数量与尺寸是判断合金冲击性能的主要因素之一，当韧窝数量较多且尺寸较大时，合金的冲击性能较高，反之当韧窝数量较少且深度较浅时，合金冲击性能较低。故合金经两相区温度860℃处理后的冲击性能较好，且在3种冷却方式中，经炉冷处理后的冲击性能更加优异，与图5相一致。
冲击断口形貌中的韧窝是由于其整个塑性变形过程中的应变速率较快，导致位错在移动过程中容易产生应力集中，进而使组织形成微孔，在塑性变形进行的过程中，微结构中的位错在运动中受到的排斥力会不断减少，且一部分位错会进入微孔，再次激活位错源。
在变形过程中会不断产生位错，导致新形成的位错会不断进入微孔中，使得微孔长大，大量的微孔会在断口处发生汇聚并留下痕迹，最终在断口位置形成韧窝[20]。除韧窝外，发现经空冷和炉冷处理后的断口形貌中还存在二次裂纹以及空洞，而经水冷处理后该形貌并不明显。这是由于经空冷与炉冷处理后的组织中，其形成的次生α相尺寸较大，裂纹在扩展过程中，当其与尺寸较大次生α相相遇后，少量的裂纹扩展路径会出现偏转现象，部分裂纹会顺着α相以及β相的晶界交界位置继续扩展，在界面处会出现空洞以及二次裂纹[16]。
3、结论
1）当加热温度为两相区860℃时，TA10钛合金经水冷与空冷处理会形成双态组织，β转变组织中析出形貌细小的α相，经炉冷处理会形成等轴组织，析出α相尺寸增加。当加热温度为单相区900℃时，合金经水冷与空冷处理会形成细片层β转变组织，且出现粗大β晶粒，经炉冷处理会形成粗片层β转变组织，晶界α相明显粗化。
2）在3种不同的冷却方式中，不同温度加热的TA10钛合金经炉冷处理后的冲击性能最佳，其次是空冷，水冷最差。经对比发现，在两相区温度860℃加热时，合金经炉冷处理后的冲击性能最佳，冲击吸收能量为88Ｊ。
3）加热温度为两相区860℃时，3种冷却方式的冲击断口均为韧窝形貌，炉冷条件下的断口中韧窝尺寸最大。当加热温度为单相区900℃时，3种冷却方式的断口形貌均以岩石状为主，且在其表面分布深度较浅且尺寸较小的韧窝。
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