張明玉， 運新兵， 伏洪旺

(大連交通大學 連續(xù)擠壓教育部工程研究中心， 遼寧 大連 116028)

鈦及鈦合金具有密度小、比強度高、良好的耐高溫性等優(yōu)異性能[1]，TC10鈦合金也稱Ti-6Al-6V-2Sn，名義成分為Ti-6Al-6V-2Sn-0.5Fe-0.5Cu，TC10鈦合金是一種富β穩(wěn)定元素的兩相高強鈦合金，其是在Ti-6Al-4V合金基礎上發(fā)展而來的[2-3]。TC10鈦合金力學性能良好、耐熱性能優(yōu)異而且具有良好的抗氧化性及耐蝕性，因為其優(yōu)異的各項性能，被廣泛應用于多個領域，例如航天航空、海洋勘探、氫氧發(fā)動機等多種設備的零部件，該合金的熱加工性能良好，可加工成棒材、薄板、厚板，在飛機的大尺寸構件中應用廣泛[4-5]。

目前，TC10鈦合金的強化方式主要為熱處理強化，該合金熱處理方式主要有淬火處理、普通退火、雙重退火和等溫退火等。對于以上熱處理工藝，朱寶輝等[6]研究了固溶時效工藝對TC10鈦合金棒材組織及性能的影響，結果表明，固溶處理有軟化效果，提升固溶溫度，強度提高，塑性降低。經(jīng)時效處理后，組織中存在次生α相，合金強度提升，塑性略有降低，時效溫度提高，強化效果降低，同時塑性增強。戚運蓮等[7]研究了熱處理溫度對TC10鈦合金棒材組織與性能的影響，研究表明，TC10鈦合金棒材經(jīng)過70%變形量熱鍛時，其具有良好的強度和塑性，在經(jīng)過800～810 ℃固溶處理后，棒材的強度和塑性達到良好匹配。

本文對TC10鈦合金分別在β單相區(qū)(960 ℃)、α→β過渡區(qū)(940 ℃)、α+β兩相區(qū)(920 ℃、900 ℃)進行加熱處理，保溫時間為1.5 h，再以3種不同方式(即水冷(WC)、空冷(AC)和爐冷(FC))進行冷卻處理，探索不同冷卻速率對TC10鈦合金顯微組織與力學性能的影響，以期為該合金的實際生產(chǎn)提供相應參考依據(jù)。

1 試驗材料與方法

本試驗的原材料為TC10鈦合金棒材，具體成分(質(zhì)量分數(shù)，%)為5.7Al、5.6V、2.3Sn、0.65Fe、0.65Cu，余量Ti。棒材原始鍛態(tài)顯微組織如圖1所示，該組織為典型的雙態(tài)組織，其中α相形態(tài)有兩種，一種為初生α相，在基體上均勻分布，另一種為次生α相，主要在βT(β轉變組織)中，原始顯微組織由初生α相和βT(細條次生α相，次生α相之間黑色底為殘留β相)組成。合金相變點測定根據(jù)GB/T 23605—2009《鈦合金轉變溫度β測定方法》執(zhí)行，測得其相變點為940～945 ℃。

圖1 原始鍛態(tài)TC10合金顯微組織

將TC10鈦合金棒材切割成12份，在不同溫度下加熱及保溫后，再以3種不同冷卻方式進行處理。試樣冷卻完成后，分別取樣并進行顯微組織觀察、拉伸性能以及沖擊性能測試，拉伸與沖擊性能試樣均為L向(棒材縱向)。使用OLYMPUS光學顯微鏡觀察顯微組織，使用INSTRON萬能試驗機進行室溫拉伸性能測試，沖擊性能試驗采用LF5255試驗機進行測試，其中拉伸及沖擊試樣分別依據(jù)GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》與GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》進行加工，試樣具體尺寸如圖2所示，沖擊試樣為U型缺口，擺錘刀刃半徑為2 mm，拉伸以及沖擊試樣斷口形貌使用Quanta型掃描電鏡觀察。

圖2 拉伸(a)與沖擊(b)試樣尺寸

2 結果與討論

2.1 顯微組織

圖3(a1, b1, c1, d1)為TC10合金在不同溫度加熱后水冷的顯微組織，組織主要由初生α相(白色球狀)構成，均勻且彌散分布，初生α相含量以及尺寸皆隨著加熱溫度的升高而減少，其中拉長和扭轉的初生α相變圓、變小，這是由于原始鍛態(tài)組織在兩相區(qū)加熱時(見圖3(a1, b1))，除了發(fā)生靜態(tài)再結晶以外，還有部分α相向β相轉變，此時的α晶粒在經(jīng)歷球化以及溶解等過程后，轉變成為新的初生α相，此時影響初生α相的成分、分布以及形貌的因素有溶質(zhì)元素的分布、晶粒取向關系和α/β界面能[8-9]。當加熱溫度接近相變點時(見圖3(c1))，初生α相含量急劇減少；超過相變點后(見圖3(d1))，組織內(nèi)初生α相完全消失，β晶粒急劇長大，這是由于加熱溫度高于相變點時進行水冷，過冷度較大，且冷卻速度較快，組織內(nèi)初生α相完全消失，同時次生α相析出量減少，抑制晶界移動的阻礙消失，導致β晶粒長大。

圖3 不同加熱溫度及冷卻方式下TC10合金的顯微組織

圖3(a2, b2, c2, d2)為TC10合金在不同溫度加熱后空冷的顯微組織，與水冷顯微組織變化相似，均是隨著加熱溫度的升高，初生α相含量逐漸減少，當溫度高于相變點后(見圖3(d2))，初生α相完全消失，并且有粗大β晶粒形成，而與水冷相比，合金空冷時，可看出顯微組織出現(xiàn)被腐蝕的現(xiàn)象，這是因為在空氣中冷卻時，局部產(chǎn)生亞穩(wěn)定相分解[10]。當加熱溫度低于相變點時(見圖3(a2、b2))，組織主要由等軸α相以及βT構成，此時的等軸α相包含兩部分，其中一部分為組織中沒發(fā)生轉變而殘留的α相，另一部分為高溫α相在冷卻過程中所形成，βT是合金冷卻過程中，由組織內(nèi)的高溫亞穩(wěn)定β相轉變?yōu)榈蜏胤€(wěn)定β相和針狀α相所構成[11]。當加熱溫度高于相變點時(見圖3(d2))，等軸α相消失，β晶粒急劇長大，并有大量細針狀α相彌散分布，顯微組織為全片層β轉變組織。

圖3(a3, b3, c3, d3)為TC10合金在不同溫度加熱后爐冷的顯微組織，與水冷和空冷相比，等軸α相尺寸粗化明顯，數(shù)量增加，并有片狀α相出現(xiàn)，這是因為爐冷過程中溫度下降緩慢，原子擴散時間充裕，有利于次生α相的形核及長大，同時提供了相互合并的有利因素，導致爐冷組織的晶粒尺寸增大明顯[11]。從兩相區(qū)隨爐慢冷時(見圖3(a3, b3)),在α相和β相中產(chǎn)生組元的再分布，其結果是不形成彌散分解產(chǎn)物，而且α相和β相可保持到室溫，此時組織為大量等軸α相和β轉變相組成的等軸組織。當合金在β相區(qū)爐冷時(見圖3(d3))，會增加α相片或β相中間層的厚度，因為恒溫下受到不易活動的相界移動影響，組織粗化進行緩慢，此時顯微組織為粗片層β轉變組織。

由以上分析可知，當TC10合金的加熱溫度低于相變點，在進行冷卻時，從β相中析出α相，而組織中原有的一部分α相在冷卻時不發(fā)生轉變，導致組織內(nèi)α相的含量發(fā)生變化，組織形態(tài)發(fā)生改變，形成的組織以等軸組織和雙態(tài)組織為主。當加熱溫度達到相變點以上，組織由單一β相構成，進行冷卻時，從β相中析出α相，組織變?yōu)棣料嗪挺孪?，冷卻速度會影響相的成分比例；水冷時，析出α相的轉變較少，室溫時β相處于過飽和狀態(tài)，β晶粒長大明顯；空冷時，相轉變較充分，析出α相的轉變較多，以細小針狀α相為主；爐冷時，析出α相的轉變更多，晶粒過度長大，且晶粒粗大，組織以長條狀α相為主。

2.2 拉伸性能

圖4為不同冷卻方式下TC10合金棒材的拉伸性能，其中強度方面(Rm表示抗拉強度，Rp0.2表示屈服強度)，水冷后棒材的強度最高，Rm最大值為1335 MPa，Rp0.2最大值為1180 MPa，空冷次之，爐冷后的強度最低；而塑性方面(Z表示斷面收縮率，A表示斷后伸長率)呈現(xiàn)相反趨勢，爐冷后合金棒材塑性良好，A值最高可達24%，Z值最大為51%，而水冷后棒材塑性較差，尤其在加熱溫度達到相變點以后，塑性下降明顯。

圖4 不同冷卻方式下TC10合金的拉伸性能

水冷時，隨著加熱溫度的升高，合金強度隨之升高，而塑性下降，這是因為當加熱溫度位于兩相區(qū)時，組織主要由等軸α相構成，β相較少，此時組織內(nèi)β穩(wěn)定性元素含量較高，水冷過程中β相發(fā)生轉變，由于β相較少，β相主要轉變?yōu)樾狈今R氏體α″相，隨著加熱溫度升高，等軸α相含量減少，β相增加，組織內(nèi)β穩(wěn)定性元素含量降低，水冷過程中β相主要轉變?yōu)榱今R氏體α′相[6]。相關文獻[12]指出，組織內(nèi)的α″相本身具有一定軟化效果，又因為α′相的硬度較α固溶體要高，導致隨著加熱溫度的升高，合金強度提高。當溫度超過相變點，強度繼續(xù)增大，而塑性大幅下降，這是由于在相變點上加熱處理時，β晶粒迅速長大，形成粗大的β晶粒，晶界平直、完整，這種組織內(nèi)粗大的β晶粒在拉伸時，空洞容易在晶界處形成并迅速擴展，導致合金塑性降低。

空冷時，合金強度與塑性變化曲線與水冷類似，均是隨著加熱溫度的升高，合金強度逐漸升高而塑性隨之下降。文獻[13]指出，次生α相的含量是影響合金強度的主要因素，當次生α相含量較高時，其間距較小，導致位錯移動受阻。當加熱溫度升高時，組織內(nèi)等軸α相含量減少，空冷時會有較多的次生α相形成，導致合金強度升高。加熱溫度超過相變點時，塑性下降明顯，這是因為此時組織內(nèi)等軸α相完全消失，而等軸α相變形協(xié)調(diào)性較好，合金發(fā)生變形時，等軸α相所承受的變形能力與βT有較大區(qū)別，βT不利于滑移的開始，導致合金塑性下降。

爐冷時，合金強度曲線先升高再降低，在相變點時強度達到最大值，而塑性曲線總體呈現(xiàn)出隨著加熱溫度升高而降低的趨勢。這是由于爐冷冷卻速度較慢，導致組織內(nèi)等軸α相的晶粒尺寸變大，合金變形時可開動滑移增多，塑性提高，但是隨著加熱溫度升高，等軸α相含量逐漸降低，合金變形時，組織協(xié)調(diào)性較差，塑性降低[11]。而加熱溫度達到相變點時(見圖3(c3))，βT中有大量的細小片狀α相互相交錯分布，此時的相界面對滑移同樣具有阻礙作用，導致合金難以發(fā)生變形，強度增大。而且組織中大尺寸的片狀α相與等軸α相對合金變形有相同的作用，這是由于片狀α相的分布較為獨立，沒有互相交錯分布于組織中，滑移時產(chǎn)生的阻力較小，導致合金有較高強度的同時又具有良好的塑性。

對于IMM算法的r個子模型，k時刻子模型j的概率μj(k)，Markov矩陣中子模型i到子模型j的轉移概率為pij(k)。則

2.3 沖擊性能

圖5為不同冷卻速度下TC10合金的沖擊性能，由圖5可得，合金在爐冷后的沖擊性能優(yōu)于空冷和水冷，最大值可達43 J，3種冷卻方式下的沖擊性能均表現(xiàn)為隨著加熱溫度的升高而降低的趨勢，且當加熱溫度高于相變點以后，沖擊性能下降明顯。

圖5 不同冷卻方式下TC10合金的沖擊性能

合金的沖擊性能主要取決于兩個主要因素：組織內(nèi)裂紋開動以及裂紋延伸所需的能量，故合金的沖擊性能主要指抵抗裂紋開動以及裂紋延伸的能力[11]。有研究指出[15]，兩相鈦合金發(fā)生斷裂時，裂紋萌生以及擴展通道主要由初生α相產(chǎn)生，當初生α相內(nèi)的平均自由程升高時，合金的韌性隨之提高，而初生α相尺寸是決定平均自由程的主要因素。由圖3中顯微組織可得，水冷和空冷得到的組織中初生α相尺寸較爐冷要小，而且爐冷組織中尺寸較大的片狀α相不但增加相界面，在合金發(fā)生變形有裂紋萌生時，裂紋擴展路徑隨著α集束與α片取向的不同而改變，導致裂紋擴展路徑曲折、擴展分枝較多，沖擊性能提高[16]。水冷和空冷組織中的初生α相尺寸均較小，但水冷組織中包含的大量馬氏體相，和空冷組織中的次生α相相比，其塑性較差，同時βT中的次生α相交錯排列的特點導致裂紋擴展不連續(xù)，致使空冷的沖擊性能高于水冷。綜合3種冷卻方式來看，合金在兩相區(qū)加熱時，沖擊性能均高于單相區(qū)，這是因為在兩相區(qū)熱處理時，組織為雙態(tài)組織(水冷、空冷)和等軸組織(爐冷)，其晶粒尺寸小于單相區(qū)加熱形成的粗大β晶粒。通常情況下，細小的晶粒會增加晶界總面積，導致裂紋在擴展時需要越過位錯結構的晶界更加復雜，消耗能量變大，沖擊性能提高，而晶粒尺寸變大，裂紋擴展時能量消耗減小，沖擊性能降低[17]。

2.4 拉伸斷口微觀形貌

分別選取兩相區(qū)900 ℃與單相區(qū)960 ℃兩個典型溫度觀察拉伸斷口微觀形貌。由圖6可得，加熱溫度在兩相區(qū)時，不同冷卻方式下TC10合金的斷口形貌中都可以清晰地看到等軸韌窩和解理面，高低起伏明顯。其中水冷和空冷韌窩變淺且尺寸較小，這是因為冷卻較快，組織中等軸α相含量以及尺寸減小，α/α相界面、α/β相界面和β/β相界面相應減少，由于兩相接觸晶界面積減少，合金在拉伸斷裂過程中受到的晶界阻礙下降，所形成韌窩尺寸和深度較小。冷卻速度較慢時，韌窩尺寸變大，深度較深，這是由于此時組織中以析出的等軸α相為微孔形核核心源，通過微孔形核、長大與聚合的方式使合金產(chǎn)生裂紋、擴散、斷裂，由于析出等軸α相尺寸較大，在微孔聚合長大過程中使韌窩尺寸變大。

圖6 兩相區(qū)900 ℃加熱后不同冷卻方式下TC10合金的拉伸斷口微觀形貌

由圖7可知，加熱溫度在單相區(qū)時，不同冷卻方式下斷口表面特征均為結晶狀，撕裂棱明顯，此形貌為脆性斷裂基本特征，這是由于合金組織中等軸α相消失，合金拉伸時，粗大β晶相粒導致合金發(fā)生脆性斷裂，性能急劇下降。水冷得到斷口形貌與其他兩種冷速所得形貌不同，其斷口形貌除了體現(xiàn)出明顯解理斷裂特征外，在裂紋垂直傳播方向上分布著較多的撕裂棱，在撕裂棱內(nèi)部僅有少量較淺韌窩；而合金爐冷后的斷口形貌與空冷相似，其斷口形貌除了具有解理斷裂的特征之外，在斷口表面存在一定數(shù)量的撕裂棱，同時也分布著大量細小的韌窩，韌窩的數(shù)量和深度均優(yōu)于水冷時斷口形貌。

圖7 單相區(qū)960 ℃加熱后不同冷卻方式下TC10合金的拉伸斷口微觀形貌

2.5 沖擊斷口微觀形貌

沖擊斷口同樣選取兩相區(qū)900 ℃與單相區(qū)960 ℃兩個典型溫度觀察其形貌。由圖8可得，加熱溫度位于兩相區(qū)時，3種冷卻方式下沖擊斷口微觀形貌均由大量韌窩以及解理面構成，水冷與空冷形貌接近，而爐冷中，除存在韌窩和解理面外，發(fā)現(xiàn)斷口形貌高低起伏明顯，這是由于片狀α相具有一定厚度，在斷裂時對裂紋的擴展有阻礙作用，導致裂紋擴展路徑變得曲折，因此合金的斷口呈現(xiàn)出高低起伏的崎嶇形貌。在爐冷組織中有明顯的二次裂紋，形成二次裂紋需要額外能量，而且二次裂紋可以有效地抑制裂紋擴展，會提高沖擊性能，這與合金沖擊性能數(shù)值相符合。

圖8 兩相區(qū)900 ℃加熱后不同冷卻方式下TC10合金的沖擊斷口微觀形貌

由圖9可得，加熱溫度位于單相區(qū)960 ℃時，3種冷卻方式下的沖擊斷口微觀形貌表明合金具有較差的沖擊性能。在水冷后的沖擊斷口形貌中，發(fā)現(xiàn)其脆性斷裂的撕裂棱和解理狀小平面尺寸較大，表明水冷后合金的沖擊性能最差；爐冷后的沖擊斷口形貌中包含很多較淺韌窩，此時斷裂類型為混合型斷裂，體現(xiàn)其具有較好的沖擊性能，與實際測試結果一致。

圖9 單相區(qū)960 ℃加熱后不同冷卻方式下TC10合金的沖擊斷口微觀形貌

3 結論

2) 3種不同冷卻方式下，水冷和空冷后合金的強度隨著加熱溫度的升高而升高，其中水冷后合金的Rm最大值為 1335 MPa，Rp0.2最大值為1180 MPa。爐冷后合金的強度在溫度處于相變點處達到最大值，隨后下降。而合金的塑性均隨著加熱溫度的升高而降低，其中爐冷后合金棒材塑性良好，A值最高可達24%，Z值最大為51%。

3) 合金在爐冷后的沖擊性能最高，最大值為43 J，3種 冷卻方式下的沖擊性能均表現(xiàn)為隨著加熱溫度的升高而降低，且當加熱溫度高于相變點后，沖擊性能下降明顯。

4) 當加熱溫度在兩相區(qū)時，3種冷卻方式下合金的拉伸和沖擊斷口形貌包含韌窩和解理面，高低起伏明顯。當加熱溫度在單相區(qū)時，拉伸斷口形貌為結晶狀，撕裂棱明顯，沖擊斷口具有晶間斷裂特征。