供稿|楊夢(mèng)迪，張明玉，于成泉，岳旭，同曉樂，張亞峰 / YANG Mengdi, ZHANG Mingyu,YU Chengquan, YUE Xu, TONG Xiaole, ZHANG Yafeng

內(nèi)容導(dǎo)讀

選取TA10 鈦合金棒材，對(duì)其固溶時(shí)效熱處理，隨后使用光學(xué)顯微鏡、掃描電子顯微鏡研究其組織與力學(xué)性能的關(guān)系，結(jié)果表明：合金經(jīng)固溶處理后，金相組織由初生α 相和β 轉(zhuǎn)變組織組成，其中β 轉(zhuǎn)變組織由細(xì)小的次生α′相和殘余β 組成，此時(shí)組織為典型的雙態(tài)組織，經(jīng)時(shí)效處理后，會(huì)形成細(xì)小的次生αs相，時(shí)效溫度越高αs相越細(xì)?。缓辖鸾?jīng)固溶處理后，其抗拉強(qiáng)度為510 MPa，屈服強(qiáng)度為395 MPa，延伸率為23%，時(shí)效處理，使其強(qiáng)度增大，塑性降低，隨著時(shí)效溫度升高，趨勢(shì)相同；僅經(jīng)固溶處理后，合金的拉伸斷口形貌是以等軸狀的韌窩為主，斷口形貌主要由韌窩構(gòu)成，當(dāng)合金再經(jīng)時(shí)效處理后，斷口微觀形貌中會(huì)出現(xiàn)二次裂紋，當(dāng)時(shí)效溫度繼續(xù)增大，斷口微觀形貌中出現(xiàn)明顯的撕裂棱。

鈦及鈦合金具有無磁性，良好耐腐蝕性和生物兼容性等眾多優(yōu)異特性，在汽車工業(yè)、海洋工程、生物醫(yī)療等領(lǐng)域均有廣泛應(yīng)用[1-2]。TA10 鈦合金是一種常見的近α 型鈦合金，該合金是替代高成本Ti-0.2Pd 合金而發(fā)明的，因?yàn)槠渚哂袃?yōu)異的耐腐蝕性，較低的成本，該合金在石油與化工領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用[3-4]。

TA10 合金的應(yīng)用領(lǐng)域不斷增加，國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)該合金做了大量的研究，蘇娟華等[5]研究了TA10 鈦合金的高溫拉伸斷裂極限，結(jié)果表明：應(yīng)變速率和溫度的改變對(duì)該合金斷裂極限值影響較大，提升變形溫度會(huì)提高合金的斷裂極限值，而提高應(yīng)變速率會(huì)降低合金的斷裂極限值。許耀平等[6]進(jìn)行了電子束冷床爐熔鑄TA10 鈦合金非對(duì)稱流動(dòng)及凝固過程數(shù)值模擬，結(jié)果表明：形成非對(duì)稱熔池的必要條件為傳熱和流動(dòng)，鈦溶液流入結(jié)晶器的過程中，部分溶液會(huì)侵蝕凝固坯殼，而另一部分因?yàn)闇囟炔煌瑢?dǎo)致密度改變，進(jìn)而使其重返液面。

雖然對(duì)TA10 合金的研究領(lǐng)域眾多，但對(duì)該合金的組織與性能研究目前仍是主要研究方向，本文選取確定固溶溫度，改變時(shí)效溫度，分析固溶時(shí)效對(duì)合金組織與力學(xué)性能的關(guān)系，為該合金的進(jìn)一步應(yīng)用作出參考。

實(shí)驗(yàn)材料與方法

本實(shí)驗(yàn)選用的材料為TA10 鈦合金，該合金的名義成分為Ti-0.3Mo-0.8Ni，通過ICP（電感耦合等離子體技術(shù)）測(cè)得實(shí)驗(yàn)用合金的化學(xué)成分為：w(Mo)=0.28%、w(Ni)=0.77%、w(O)=0.05%、w(Fe)=0.074%、Ti 余量。通過金相法測(cè)定實(shí)驗(yàn)用合金的相變點(diǎn)為890～895 ℃。隨后選取860 ℃為固溶溫度，對(duì)其進(jìn)行固溶處理，隨后選取520、540 和560 ℃3 組溫度對(duì)其進(jìn)行時(shí)效處理，具體制度如表1 所示（WQ 為水冷，AC 為空冷），將經(jīng)固溶時(shí)效處理后的合金進(jìn)行切割加工，制成金相試樣與室溫拉伸試樣。

表1 TA10 鈦合金固溶時(shí)效制度

合金的金相組織觀察使用Axiomatic 光學(xué)顯微鏡，使用Instron 電子萬能實(shí)驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)測(cè)試，每組拉伸實(shí)驗(yàn)測(cè)試3 個(gè)試樣，最后取其平均值，使用Ziss 電子掃描顯微鏡觀察拉伸斷口微觀形貌。

實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

金相組織

圖1 為經(jīng)固溶時(shí)效處理后的金相組織，由圖1 可得，合金經(jīng)860 ℃固溶處理后，金相組織由初生α 相和β 轉(zhuǎn)變組織組成，其中β 轉(zhuǎn)變組織由細(xì)小的次生α′相和殘余β 相組成，此時(shí)組織為典型的雙態(tài)組織，因?yàn)楹辖鹣嘧儨囟葹?90～895 ℃，當(dāng)合金加熱到860 ℃時(shí)，組織中α 相發(fā)生部分溶解，當(dāng)進(jìn)行水冷處理后，組織中發(fā)生β→α 相轉(zhuǎn)變，導(dǎo)致組織中的α 相的由2 部分組織，一部分為組織原始存在的α 相，另一部分為新轉(zhuǎn)變而來的α 相[7]。又因?yàn)樗涮幚頃r(shí)的過冷度較大，組織形成過飽和固溶體，形成亞穩(wěn)定β 相和次生α′相[8]。當(dāng)合金經(jīng)固溶處理再進(jìn)行500 ℃時(shí)效處理后，組織中初生α 相含量與形貌變化較小，組織中亞穩(wěn)定β 相分解，形成穩(wěn)定的β 相以及次生αs相，此時(shí)組織中初生α 相含量與形貌變化較小，而時(shí)效形成的次生αs相體積較為細(xì)小且含量較少，隨著時(shí)效溫度升高到520 ℃，組織中析出的次生αs相更加細(xì)小，且含量明顯增多，當(dāng)時(shí)效溫度達(dá)到540 ℃時(shí)，次生αs相含量繼續(xù)增大，形貌更加細(xì)小均勻，但初生α 相含量幾乎不變。

圖1 經(jīng)不同固溶時(shí)效處理后的試樣金相組織：（a）1#；（b）2#；（c）3#；（d）4#

因?yàn)楹辖鸾?jīng)固溶處理后會(huì)形成過飽和固溶體，在隨后的時(shí)效的過程中過飽和固溶體會(huì)發(fā)生分解，其中主要的變化為亞穩(wěn)定β 相發(fā)生分解為αs相和穩(wěn)定β 相，而在固溶過程中形成的α′相會(huì)逐漸分解，最后轉(zhuǎn)變成α 相，故經(jīng)時(shí)效后的組織由αs相、α 相、穩(wěn)定β 相構(gòu)成[9-10]。

拉伸性能

圖2 為經(jīng)固溶時(shí)效處理后的拉伸性能，由圖2可得，合金在只經(jīng)固溶處理后，其抗拉強(qiáng)度（Rm）為510 MPa，屈服強(qiáng)度（Rp0.2）為395 MPa，延伸率（A）為23%。當(dāng)再經(jīng)時(shí)效處理后，其強(qiáng)度增大，塑性降低，隨著時(shí)效溫度升高，趨勢(shì)不變，其中在時(shí)效溫度為540 ℃時(shí)強(qiáng)度最大，其抗拉強(qiáng)度為548 MPa，屈服強(qiáng)度為432 MPa，而時(shí)效溫度為500 ℃時(shí)塑性最大，延伸率為17%。

圖2 經(jīng)固溶時(shí)效處理后的力學(xué)性能

合金經(jīng)時(shí)效處理后強(qiáng)度升高，這是因?yàn)闀r(shí)效過程是析出相強(qiáng)化的過程，合金經(jīng)時(shí)效后，組織中會(huì)形成較固溶處理后更加細(xì)小的αs相，在合金進(jìn)行拉伸時(shí)，位錯(cuò)在穿過細(xì)小的αs相時(shí)，產(chǎn)生的形變不能快速的分散，導(dǎo)致位錯(cuò)塞積產(chǎn)生，增加晶界位置的應(yīng)力，增加合金強(qiáng)度。隨著時(shí)效溫度的增加，合金中的αs相含量不斷增加，形貌更加細(xì)小均勻，在產(chǎn)生位錯(cuò)塞積的同時(shí)，會(huì)進(jìn)一步增加滑移過程中的阻礙效果，導(dǎo)致合金強(qiáng)度進(jìn)一步增加[11-12]。通過圖2還以發(fā)現(xiàn)，合金的延伸率始終較好，這是因?yàn)闀r(shí)效的過程對(duì)組織中初生α 相的含量和形貌并無較大影響，此時(shí)因?yàn)槌跎?相具有等軸形貌，等軸狀的α 相在變形時(shí)，其具有較好的協(xié)調(diào)性，促進(jìn)滑移的開始，導(dǎo)致合金具有較好的塑性[13]。

斷口微觀形貌

圖3 為經(jīng)固溶時(shí)效處理后的拉伸斷口微觀形貌，由圖3 可得，經(jīng)固溶時(shí)效處理后，合金的拉伸斷口形貌均以等軸狀的韌窩（位置A）為主。合金在拉伸時(shí)，因?yàn)閼?yīng)變速度較快，位錯(cuò)在運(yùn)動(dòng)過程中產(chǎn)生應(yīng)力集，進(jìn)而導(dǎo)致微孔開始成核，隨著塑性變形不斷進(jìn)行，位錯(cuò)在運(yùn)動(dòng)過程中所受的排斥力減小，部分位錯(cuò)進(jìn)入微孔內(nèi)，再次激活位錯(cuò)源，因?yàn)槔爝^程中位錯(cuò)不斷形成，而微孔中會(huì)不斷有新形成的位錯(cuò)進(jìn)入，使得微孔逐漸長(zhǎng)大，隨后微孔都匯聚于斷口位置并且留下痕跡，最后形成大量韌窩[14]。

圖3 經(jīng)不同固溶時(shí)效處理后的試樣拉伸斷口微觀形貌：（a）1#；（b）2#；（c）3#；（d）4#

當(dāng)合金經(jīng)時(shí)效處理后，斷口微觀形貌中會(huì)出現(xiàn)一定數(shù)量的二次裂紋（位置B），這是因?yàn)闀r(shí)效后組織中形成了大量的αs相，在拉伸時(shí)因?yàn)槲诲e(cuò)運(yùn)動(dòng)過程中會(huì)受到一定的阻塞，使位錯(cuò)發(fā)生偏移，二次裂紋的出現(xiàn)說明強(qiáng)度進(jìn)一步增大。當(dāng)時(shí)效溫度繼續(xù)增大，斷口微觀形貌中出現(xiàn)明顯的撕裂棱，且斷裂形貌有明顯的起伏，這是組織中αs相進(jìn)一步增多所致，宏觀表現(xiàn)為合金強(qiáng)度進(jìn)一步增大，與實(shí)際結(jié)果相一致。

結(jié)束語

（1）合金經(jīng)固溶處理后，金相組織由初生α 相和β 轉(zhuǎn)變組織組成，其中β 轉(zhuǎn)變組織由細(xì)小的次生α′相和殘余β 相組成，此時(shí)組織為典型的雙態(tài)組織，經(jīng)時(shí)效處理后，會(huì)形成細(xì)小的次生αs相，時(shí)效溫度越高αs相越細(xì)小。

（2）合金經(jīng)固溶處理后，其抗拉強(qiáng)度為510 MPa，屈服強(qiáng)度為395 MPa，延伸率為23%，當(dāng)再經(jīng)時(shí)效處理后，其強(qiáng)度增大，塑性降低，隨著時(shí)效溫度升高，強(qiáng)度繼續(xù)增大，同時(shí)塑性繼續(xù)降低。

（3）經(jīng)固溶處理后，合金的拉伸斷口形貌均是以等軸狀的韌窩為主，當(dāng)合金經(jīng)時(shí)效處理后，斷口微觀形貌中會(huì)出現(xiàn)二次裂紋，當(dāng)時(shí)效溫度繼續(xù)增大，斷口微觀形貌中出現(xiàn)明顯的撕裂棱。