發(fā)布日期：2025-1-5 17:18:47
鈦及鈦合金由于其本身的高強(qiáng)度、低密度、優(yōu)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(gè)領(lǐng)域都有大量應(yīng)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(qiáng)度一般，但具有良好的塑性變形能力[3-4]，能夠?qū)⑵浼庸こ砂舨摹⒔z材、板材以及管材等多種型材，故該合金具有十分良好的應(yīng)用前景[5]。
由于TA10鈦合金的應(yīng)用十分廣泛，目前已有大量學(xué)者對(duì)其進(jìn)行研究，其中徐夢(mèng)喜等[6]研究了TA10鈦合金熱連軋板材顯微組織及其性能，發(fā)現(xiàn)熱連軋能有效破碎合金中的層片組織，并發(fā)現(xiàn)塑性變形組織中出現(xiàn)較強(qiáng)的織構(gòu)，并出現(xiàn)十分明顯的各向異性。陶歡等[7]對(duì)TA10鈦合金進(jìn)行了不同溫度的固溶時(shí)效處理并研究了合金的組織形貌與拉伸性能，發(fā)現(xiàn)增加固溶溫度會(huì)使α相含量降低，合金強(qiáng)度增加。當(dāng)固溶溫度達(dá)到單相區(qū)后，組織中形成明顯魏氏組織，強(qiáng)度增加明顯，但塑性降低。蘇娟華等[8]對(duì)TA10鈦合金的高溫拉伸斷裂極限進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)應(yīng)變速率以及變形溫度會(huì)明顯影響合金的斷裂極限值，在變形溫度升高過(guò)程中，合金斷裂極限值不斷增加，而應(yīng)變速率的升高會(huì)導(dǎo)致合金斷裂極限值不斷減小。
綜上所述，雖然已有較多學(xué)者對(duì)TA10鈦合金進(jìn)行了較為廣泛的研究，但關(guān)于該合金在不同冷卻條件下的組織演變卻鮮有研究，且關(guān)于該合金力學(xué)性能的研究也是以拉伸性能為主，少有其它力學(xué)性能的研究。
隨著TA10鈦合金的應(yīng)用領(lǐng)域不斷增加，尤其是航天航空領(lǐng)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(xué)性能是十分有必要的。
故本文對(duì)TA10鈦合金進(jìn)行兩相區(qū)與單相區(qū)溫度的加熱處理，再通過(guò)水冷、空冷與爐冷3種工藝對(duì)合金進(jìn)行冷卻。除傳統(tǒng)兩相區(qū)溫度加熱外，通過(guò)研究經(jīng)單相區(qū)溫度加熱后鈦合金的組織與沖擊性能，為工程中造成的過(guò)熱、過(guò)燒現(xiàn)象提供分析的理論依據(jù)，為TA10鈦合金的工程應(yīng)用以及推廣作出一定參考。
1、試驗(yàn)材料及方法
選取直徑為ϕ125ｍｍ的TA10鈦合金棒材作為試驗(yàn)材料，采用電感耦合等離子體（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙｃｏｕｐｌｅｄｐｌａｓｍａ，ＩＣＰ）對(duì)試驗(yàn)合金進(jìn)行具體化學(xué)成分測(cè)試，測(cè)得結(jié)果（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，％）為0.295Mo、0.79Ni、0.04Ｏ、0.073Ｆｅ，余量Ｔｉ。采用連續(xù)升溫金相法測(cè)得TA10鈦合金的相變點(diǎn)為890℃。圖1為經(jīng)多次鍛造后TA10鈦合金的原始加工態(tài)微觀組織。由圖1可知，基體中除包含少量β轉(zhuǎn)變組織（βＴ）外，其余基體均被等軸初生α相（αｐ）所占據(jù)。通過(guò)高倍微觀組織發(fā)現(xiàn)，大量細(xì)小針狀α相存在于βＴ中，組織中初生α相含量超過(guò)50％，故該組織類型為等軸組織。
使用線切割對(duì)TA10鈦合金進(jìn)行加工，根據(jù)合金的相變點(diǎn)溫度890℃，分別設(shè)定兩相區(qū)溫度860℃以及單相區(qū)溫度900℃對(duì)合金進(jìn)行加熱處理，加熱設(shè)備為ＨＸ-2型高精度等級(jí)箱式電阻爐，設(shè)置加熱時(shí)間為2ｈ。加熱結(jié)束后，對(duì)合金進(jìn)行不同冷卻方式（水冷、空冷、爐冷）的冷卻處理。將經(jīng)不同冷卻方式處理后的合金按照測(cè)試要求進(jìn)行加工，對(duì)加工后的試樣進(jìn)行微觀組織觀察、物相分析以及沖擊吸收能量測(cè)試，并對(duì)沖擊斷裂后的試樣進(jìn)行斷口微觀形貌觀察。為保證試驗(yàn)嚴(yán)謹(jǐn)性，微觀組織觀察采用沖擊試樣尾部，每組沖擊試驗(yàn)測(cè)試3個(gè)試樣，最后取平均值作為試驗(yàn)結(jié)果。采用ＨＦ∶ＨＮＯ3∶Ｈ2Ｏ＝1∶3∶6（體積比）的腐蝕劑對(duì)合金進(jìn)行腐蝕，采用Ｚｅｉｓｓ型光學(xué)顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察，采用Ｅｍｐｙｒｅａｎ型Ｘ射線衍射儀進(jìn)行相組成分析，設(shè)置掃描角度為30°～80°，使用ＪＢＳ型金屬擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行沖擊性能測(cè)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(yàn)結(jié)果與討論
2.1 微觀組織
圖2為TA10鈦合金經(jīng)兩相區(qū)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(fā)現(xiàn)經(jīng)水冷處理后（見(jiàn)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(shù)量的βＴ且其內(nèi)部均勻彌散分布大量細(xì)小針狀α相，此時(shí)組織類型為雙態(tài)組織。經(jīng)空冷處理后（見(jiàn)圖2（ｂ）），此時(shí)組織類型依然為雙態(tài)組織，整體形貌與水冷一致，但發(fā)現(xiàn)βＴ中析出的α相形貌由針狀轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小條狀。經(jīng)爐冷處理后（見(jiàn)圖2（ｃ）），此時(shí)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(zhuǎn)變組織含量明顯減少。
圖3為TA10鈦合金經(jīng)單相區(qū)900℃加熱后，再以不同冷卻方式處理后的微觀組織形貌，發(fā)現(xiàn)合金微觀組織形貌出現(xiàn)較大變化。經(jīng)水冷處理后（見(jiàn)圖3（ａ）），此時(shí)有粗大β晶粒出現(xiàn)，并發(fā)現(xiàn)明顯的晶界α相，但晶界α相尺寸較為細(xì)小，同時(shí)大量細(xì)小針狀α相析出，在組織中均勻分布，此時(shí)的組織類型為細(xì)片層β轉(zhuǎn)變組織。經(jīng)空冷處理后（見(jiàn)圖3（ｂ）），其組織形貌與水冷接近，同樣為細(xì)片層β轉(zhuǎn)變組織，且有粗大β晶粒以及晶界α相，發(fā)現(xiàn)析出的細(xì)小針狀α相，較水冷相比，其尺寸略有增加。經(jīng)爐冷處理后（見(jiàn)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(fā)現(xiàn)大量的片狀α相在β晶粒中均勻分布，此時(shí)的組織類型轉(zhuǎn)變?yōu)榇制瑢?beta;轉(zhuǎn)變組織。
TA10鈦合金在進(jìn)行升溫加熱過(guò)程中，其組織內(nèi)部會(huì)發(fā)生α相→β相的物相轉(zhuǎn)變，隨著加熱溫度升高，α相→β相的轉(zhuǎn)變?cè)匠浞�。�?dāng)加熱溫度為兩相區(qū)溫度860℃時(shí)，組織中一部分α相轉(zhuǎn)變?yōu)?beta;相，在冷卻過(guò)程中，發(fā)生β相→α相轉(zhuǎn)變，即經(jīng)冷卻處理后，組織中形成新的α相以及加熱過(guò)程中未溶解的α相二者一起構(gòu)成新的微觀組織形貌[9]。進(jìn)行水冷處理時(shí)，產(chǎn)生的過(guò)冷度較大，β相中的原子會(huì)通過(guò)切變的形式進(jìn)行轉(zhuǎn)變，合金元素來(lái)不及充分?jǐn)U散，最終會(huì)形成細(xì)小的針狀形貌。在進(jìn)行空冷處理時(shí)，由于產(chǎn)生的過(guò)冷度有所降低，合金元素會(huì)通過(guò)擴(kuò)散的形式轉(zhuǎn)變，即形成細(xì)針狀α相尺寸有所增加。而進(jìn)行爐冷處理時(shí)，由于整個(gè)冷卻速率緩慢，產(chǎn)生較小的過(guò)冷度，同時(shí)在爐冷過(guò)程中，組織會(huì)得到充分的能量使新形成的α相長(zhǎng)大，進(jìn)而逐漸長(zhǎng)成尺寸較為粗大的片狀α相[10]。當(dāng)加熱溫度為單相區(qū)溫度900℃時(shí)，此時(shí)組織中的α相完全轉(zhuǎn)變成β相，且在加熱及保溫過(guò)程中，β晶�？焖匍L(zhǎng)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(jīng)不同冷卻方式處理后TA10鈦合金微觀組織產(chǎn)生較為明顯的變化，進(jìn)而使得組織中物相發(fā)生變化，故對(duì)其進(jìn)行XRD測(cè)試并分析其物相組成。圖4為TA10鈦合金經(jīng)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(wěn)定元素含量較少，故經(jīng)冷卻處理后，組織中會(huì)形成α′相或次生α相，由于次生α相與α′相的晶體結(jié)構(gòu)一致，其二者均具有密排六方結(jié)構(gòu)，使得次生α相與α′相的點(diǎn)陣常數(shù)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(jìn)行有效區(qū)分[11-12]。根據(jù)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(kuò)散方式形成的，且過(guò)冷度是影響發(fā)生何種轉(zhuǎn)變的主要因素。有文獻(xiàn)[13]指出，通常情況下，當(dāng)加熱溫度達(dá)到再結(jié)晶溫度以上且進(jìn)行水冷處理時(shí)，組織形成的過(guò)冷度才能夠達(dá)到發(fā)生切變的條件，故可知經(jīng)水冷處理后組織中形成α′相，而經(jīng)空冷以及爐冷處理后的組織中并無(wú)α′相形成。也有文獻(xiàn)[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(xì)小針狀，結(jié)合圖2與圖3的高倍微觀組織可知，經(jīng)水冷處理后組織中形成細(xì)小針狀的α相。
2.3 沖擊性能分析
經(jīng)不同冷卻方式處理后，TA10鈦合金的沖擊性能數(shù)值與變化趨勢(shì)如圖5所示�？梢园l(fā)現(xiàn)，無(wú)論加熱溫度為兩相區(qū)溫度860℃還是單相區(qū)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(qū)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(yōu)異。對(duì)比發(fā)現(xiàn)，合金經(jīng)兩相區(qū)溫度860℃加熱后再進(jìn)行爐冷處理，合金沖擊性能達(dá)到最大值，此時(shí)合金的沖擊吸收能量為88Ｊ。
在裂紋萌生階段，當(dāng)加熱溫度為兩相區(qū)時(shí)，發(fā)現(xiàn)經(jīng)水冷和空冷處理后的微觀組織形貌較為接近，二者的區(qū)別是經(jīng)水冷處理的組織中析出大量形貌細(xì)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(xì)小的α′相中出現(xiàn)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(xiàn)微小尺度的變形不均勻，即施加較小的外應(yīng)力就會(huì)導(dǎo)致萌生裂紋并快速擴(kuò)展[15-16]。而經(jīng)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(xié)調(diào)性能相比水冷更加優(yōu)異，即與水冷相比，合金經(jīng)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(xié)調(diào)性十分優(yōu)異，裂紋在萌生階段會(huì)形成較大的塑性變形區(qū)，吸收更多的能量。當(dāng)加熱溫度為單相區(qū)時(shí)，組織中αｐ相完全消失，且均出現(xiàn)粗大β晶粒，故此時(shí)組織的協(xié)調(diào)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(kuò)展階段，當(dāng)加熱溫度為兩相區(qū)時(shí)，經(jīng)水冷處理后，組織析出細(xì)小α′相，導(dǎo)致擴(kuò)展裂紋十分容易穿過(guò)α′相。合金經(jīng)空冷處理后，析出次生α相的尺寸有所增加，擴(kuò)展裂紋若要穿過(guò)次生α相則需要消耗更多的能量。而經(jīng)爐冷處理后的組織為尺寸較為粗大的片狀α相，擴(kuò)展裂紋難以順利通過(guò)大量的片狀α相，導(dǎo)致一部分?jǐn)U展裂紋需要繞過(guò)片狀α相繼續(xù)擴(kuò)展，從而使得裂紋的擴(kuò)展路徑曲折程度增加，合金可吸收更多的能量[19]。當(dāng)加熱溫度為單相區(qū)時(shí)，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(kuò)展裂紋會(huì)沿著晶界位置進(jìn)行擴(kuò)展延伸，剩余一部分的擴(kuò)展裂紋會(huì)在β晶粒中擴(kuò)展，故導(dǎo)致裂紋擴(kuò)展路徑曲折程度增加，吸收更多的能量，故經(jīng)單相區(qū)溫度處理后，合金在裂紋擴(kuò)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(dǎo)致合金經(jīng)兩相區(qū)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(jīng)不同溫度區(qū)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(qū)溫度860℃加熱時(shí)的斷口形貌，此時(shí)的斷口形貌主要由韌窩構(gòu)成，且發(fā)現(xiàn)合金經(jīng)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(qū)溫度900℃加熱時(shí)的斷口形貌，發(fā)現(xiàn)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(shù)量與尺寸是判斷合金沖擊性能的主要因素之一，當(dāng)韌窩數(shù)量較多且尺寸較大時(shí)，合金的沖擊性能較高，反之當(dāng)韌窩數(shù)量較少且深度較淺時(shí)，合金沖擊性能較低。故合金經(jīng)兩相區(qū)溫度860℃處理后的沖擊性能較好，且在3種冷卻方式中，經(jīng)爐冷處理后的沖擊性能更加優(yōu)異，與圖5相一致。
沖擊斷口形貌中的韌窩是由于其整個(gè)塑性變形過(guò)程中的應(yīng)變速率較快，導(dǎo)致位錯(cuò)在移動(dòng)過(guò)程中容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，進(jìn)而使組織形成微孔，在塑性變形進(jìn)行的過(guò)程中，微結(jié)構(gòu)中的位錯(cuò)在運(yùn)動(dòng)中受到的排斥力會(huì)不斷減少，且一部分位錯(cuò)會(huì)進(jìn)入微孔，再次激活位錯(cuò)源。
在變形過(guò)程中會(huì)不斷產(chǎn)生位錯(cuò)，導(dǎo)致新形成的位錯(cuò)會(huì)不斷進(jìn)入微孔中，使得微孔長(zhǎng)大，大量的微孔會(huì)在斷口處發(fā)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(fā)現(xiàn)經(jīng)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(jīng)水冷處理后該形貌并不明顯。這是由于經(jīng)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(kuò)展過(guò)程中，當(dāng)其與尺寸較大次生α相相遇后，少量的裂紋擴(kuò)展路徑會(huì)出現(xiàn)偏轉(zhuǎn)現(xiàn)象，部分裂紋會(huì)順著α相以及β相的晶界交界位置繼續(xù)擴(kuò)展，在界面處會(huì)出現(xiàn)空洞以及二次裂紋[16]。
3、結(jié)論
1）當(dāng)加熱溫度為兩相區(qū)860℃時(shí)，TA10鈦合金經(jīng)水冷與空冷處理會(huì)形成雙態(tài)組織，β轉(zhuǎn)變組織中析出形貌細(xì)小的α相，經(jīng)爐冷處理會(huì)形成等軸組織，析出α相尺寸增加。當(dāng)加熱溫度為單相區(qū)900℃時(shí)，合金經(jīng)水冷與空冷處理會(huì)形成細(xì)片層β轉(zhuǎn)變組織，且出現(xiàn)粗大β晶粒，經(jīng)爐冷處理會(huì)形成粗片層β轉(zhuǎn)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(jīng)爐冷處理后的沖擊性能最佳，其次是空冷，水冷最差。經(jīng)對(duì)比發(fā)現(xiàn)，在兩相區(qū)溫度860℃加熱時(shí)，合金經(jīng)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(qū)860℃時(shí)，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(dāng)加熱溫度為單相區(qū)900℃時(shí)，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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