郭 新，張明玉，丁旭功，伏軒平，李曉霞

（新疆湘潤新材料科技有限公司，新疆 哈密 839000）

鈦及鈦合金具有比強(qiáng)度高、密度小、無磁性以及十分優(yōu)異的生物兼容性等眾多優(yōu)異性能，使鈦及鈦合金在海洋工程、生物工程、化學(xué)工程等大量領(lǐng)域均有十分廣泛的應(yīng)用［1-2］。TA10鈦合金是一種十分典型的近α型鈦合金，常被應(yīng)用于化工領(lǐng)域，該合金的名義成分為Ti-0.3Mo-0.8Ni，其最早是用來取代高成本的Ti-0.2Pd合金。經(jīng)過多年的發(fā)展，TA10鈦合金的應(yīng)用領(lǐng)域也愈加廣泛，使得該合金具有良好的發(fā)展前景［3-4］。

目前，已有眾多學(xué)者對(duì)TA10鈦合金做出了較多研究，其中楊娜等人研究了固溶溫度對(duì)TA10鈦合金組織與力學(xué)性能的影響［5］，研究表明：合金經(jīng)固溶處理后，組織中初生α相含量降低，并有次生α'相析出，增加固溶溫度會(huì)使初生α相含量降低，同時(shí)合金的硬度與強(qiáng)度升高，而斷后延伸率降低，在固溶溫度達(dá)到920℃時(shí)，合金強(qiáng)度達(dá)到最大值。楊嘉珞等人研究了冷卻方式對(duì)TA10鈦合金組織與力學(xué)性能的影響［6］，研究表明：合金經(jīng)水冷處理后，組織中析出α′相，經(jīng)空冷處理后，除初生α相外，組織同時(shí)析出次生α相，進(jìn)行爐冷處理后，初生α相體積增大，并有細(xì)小棒狀α相析出，對(duì)比發(fā)現(xiàn)，合金經(jīng)水冷處理后，強(qiáng)度達(dá)到最大值，經(jīng)爐冷處理后，合金塑性達(dá)到最大值。陶歡等人研究了固溶時(shí)效對(duì)TA10鈦合金組織與力學(xué)性能的影響［7］，研究表明：加熱溫度低于相變點(diǎn)時(shí)，固溶溫度的升高會(huì)使組織中初生α相含量降低，強(qiáng)度增加，塑性先增加再減少，當(dāng)固溶溫度高于相變點(diǎn)后，組織轉(zhuǎn)變?yōu)槲菏辖M織，此時(shí)合金強(qiáng)度進(jìn)一步升高，塑性大幅度降低。

綜上所述，雖然目前較多學(xué)者對(duì)TA10鈦合金做出了一定研究，但發(fā)現(xiàn)其大多數(shù)的研究均是以固溶時(shí)效工藝為主，而對(duì)其他熱處理工藝研究較少，故本文根據(jù)TA10鈦合金的相轉(zhuǎn)變溫度，制定不同溫度對(duì)TA10鈦合金進(jìn)行退火處理，隨后研究退火溫度對(duì)TA10鈦合金微觀組織與力學(xué)性能的影響，為該合金的工程應(yīng)用做出一定參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

選取直徑為130 mm的TA10鈦合金棒材作為試驗(yàn)材料，原材料為小顆粒海綿鈦與Mo-Ni中間合金，經(jīng)過三次真空熔煉制成鈦合金鑄錠，隨后使用自由鍛造機(jī)進(jìn)行多火次鍛造加工制成黑皮棒材，再經(jīng)歷機(jī)械加工，探傷等工藝制成直徑為130 mm的成品鈦合金棒材。對(duì)TA10鈦合金進(jìn)行化學(xué)成分檢測(cè)，測(cè)得具體化學(xué)成分：0.293% Mo、0.78% Ni、0.05% O、0.070% Fe、Ti余量。使用金相法對(duì)合金相轉(zhuǎn)變溫度進(jìn)行測(cè)試，最終測(cè)得本試驗(yàn)所用TA10鈦合金的相轉(zhuǎn)變溫度為890℃。根據(jù)相轉(zhuǎn)變溫度分別設(shè)置兩相區(qū)溫度（840、860、880℃）與單相區(qū)溫度（900℃）四組溫度進(jìn)行退火處理，具體熱處理工藝方案為（840、860、880、900℃）×2 h×AC，AC表示空冷。

將TA10鈦合金棒材進(jìn)行切割加工，按照設(shè)定的溫度對(duì)合金進(jìn)行退火處理，加熱設(shè)備為箱式電阻爐，待退火處理完成后，進(jìn)行微觀組織觀察并進(jìn)行室溫拉伸性能測(cè)試，其中使用型號(hào)為Axiouert的光學(xué)顯微鏡進(jìn)行微觀組織觀察，使用型號(hào)為Instron的電子萬能試驗(yàn)機(jī)對(duì)合金進(jìn)行室溫拉伸性能測(cè)試，使用型號(hào)為Ziss的掃描電子顯微鏡對(duì)室溫拉伸試樣斷口進(jìn)行觀察。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 微觀組織形貌

TA10鈦合金經(jīng)不同退火溫度處理后微觀組織如圖1所示，可以發(fā)現(xiàn)，當(dāng)退火溫度為840℃時(shí)，此時(shí)組織中包含大量初生α相（位置A）以及β轉(zhuǎn)變組織（位置B），β轉(zhuǎn)變組織中包含次生α相與殘余β相，此時(shí)的次生α相為細(xì)小針狀形貌，而殘余β相位于相鄰的次生α相之間。當(dāng)退火溫度升高至860℃時(shí)，組織中的初生α相含量減少，β轉(zhuǎn)變組織含量有所增加，繼續(xù)將退火溫度升高至880℃，此時(shí)的溫度已經(jīng)接近相轉(zhuǎn)變溫度，組織中初生α相含量進(jìn)一步減少，β轉(zhuǎn)變組織含量進(jìn)一步增加，同時(shí)發(fā)現(xiàn)次生α相明顯長大，形貌變成細(xì)小棒狀。當(dāng)退火溫度升高至900℃時(shí)，此時(shí)退火溫度已經(jīng)達(dá)到單相區(qū)，組織中初生α相完全消失，有粗大的β晶粒以及三叉狀晶界出現(xiàn)（位置C），發(fā)現(xiàn)在β晶粒內(nèi)部有大量細(xì)小的次生α相。在退火溫度升高的過程中，合金的組織類型由等軸組織（圖1a）轉(zhuǎn)變?yōu)殡p態(tài)組織（圖1b、圖1c）最后轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)片層β轉(zhuǎn)變組織（圖1d）。

圖1 經(jīng)不同退火溫度處理后的微觀組織

TA10鈦合金在加熱過程中，組織中會(huì)發(fā)生α→β相轉(zhuǎn)變，當(dāng)加熱溫度位于兩相區(qū)時(shí)，組織中一部分α相會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?，即α相發(fā)生溶解，首先發(fā)生溶解的組織中體積最小薄的α相，該過程會(huì)使得組織中初生α相逐漸等軸化。當(dāng)加熱溫度位于單相區(qū)時(shí)，組織中α相會(huì)全部轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?，即初生α相完全消失。在加熱完成后，合金進(jìn)行冷卻，冷卻過程中組織中發(fā)生β→α相轉(zhuǎn)變，即組織中析出次生α相。退火溫度越高，在冷卻過程中產(chǎn)生的過冷度越高，導(dǎo)致次生α相含量增加且體積增大。

2.2 拉伸性能

TA10鈦合金經(jīng)不同退火溫度處理后的拉伸性能如圖2所示，由圖2可知，隨著退火溫度的升高，合金的強(qiáng)度隨之升高，其中抗拉強(qiáng)度Rm由491 MPa升高至531 MPa，屈服強(qiáng)度Rp0.2由341 MPa升高至410 MPa，而合金的塑性性能隨著退火溫度升高而降低，其斷后伸長率A由35%降低至10%。

圖2 經(jīng)不同退火溫度處理后的拉伸性能

退火溫度會(huì)影響合金的組織形貌，而不同的組織形貌會(huì)對(duì)合金拉伸性能產(chǎn)生不同的影響。相關(guān)研究表明［8］，組織中初生α相含量與體積主要會(huì)影響合金的塑性性能，等軸狀初生α相會(huì)增加合金的塑性性能，因?yàn)槌跎料啾旧淼木w取向?yàn)闊o序分布，在塑性變形過程中可以激活更多的滑移系，增加組織的協(xié)調(diào)性能，導(dǎo)致合金的塑性增加，故隨著退火溫度升高，組織中初生α相含量降低，合金塑性隨之降低。而影響合金強(qiáng)度的主要因素為組織中的次生α相，這是因?yàn)榇紊料嗟男蚊草^為細(xì)小，當(dāng)合金在進(jìn)行塑性變形時(shí)，細(xì)小的次生α相會(huì)對(duì)位錯(cuò)產(chǎn)生一定的阻礙效果，使位錯(cuò)產(chǎn)生塞積，若要進(jìn)行塑性變形，則需要施加更大的外力，故導(dǎo)致合金的強(qiáng)度增加。此外，也有研究指出［9］，組織中的β轉(zhuǎn)變組織會(huì)影響組織的協(xié)調(diào)性，降低合金的塑性性能。根據(jù)組織的類型可知，等軸組織塑性性能最佳，細(xì)片層β轉(zhuǎn)變組織強(qiáng)度最大，雙態(tài)組織具有優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。

2.3 斷口微觀形貌

TA10鈦合金經(jīng)不同退火溫度處理后的拉伸斷口微觀形貌如圖3所示，由圖3可知，當(dāng)退火溫度位于兩相區(qū)時(shí)，合金的拉伸斷口微觀主要由大量韌窩組成（位置D），韌窩的形貌為等軸狀，且發(fā)現(xiàn)在體積較大的韌窩中還分布一定數(shù)量的小韌窩。斷口形貌中的韌窩能體現(xiàn)合金塑性性能，當(dāng)韌窩數(shù)量多且尺寸較大時(shí)，合金的塑性較大，而當(dāng)韌窩數(shù)量少且尺寸較小時(shí)，意味著合金的塑性較差。發(fā)現(xiàn)當(dāng)退火溫度為兩相區(qū)時(shí)，斷口微觀形貌中還出現(xiàn)了二次裂紋（位置E），二次裂紋是因?yàn)榻M織中存在大量的細(xì)小次生α相，當(dāng)拉伸試樣組織中形成裂紋后，裂紋在擴(kuò)展過程中遇到次生α相后，其會(huì)改成裂紋的擴(kuò)展路徑，使得裂紋會(huì)向垂直裂紋擴(kuò)展的方向產(chǎn)生分散延伸，形成二次裂紋［10］。在退火溫度接近相變點(diǎn)時(shí)，斷口微觀形貌中出現(xiàn)了明顯的撕裂棱（位置F），撕裂棱的出現(xiàn)意味著合金強(qiáng)度增加。當(dāng)退火溫度達(dá)到單相區(qū)后，斷口形貌以結(jié)晶狀巖石形貌為主，這是因?yàn)榇藭r(shí)的組織以粗大β晶粒為主，合金在塑性變形時(shí)，空洞易在β晶粒的晶界位置形成并快速進(jìn)行擴(kuò)展，該形貌意味著合金塑性較差。

圖3 經(jīng)不同退火溫度處理后的拉伸斷口微觀形貌

3 結(jié)論

1.當(dāng)退火溫度為兩相區(qū)時(shí)，組織由初生α相以及β轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成，β轉(zhuǎn)變組織中包含次生α相與殘余β相，退火溫度達(dá)到單相區(qū)后，組織以粗大的β晶粒為主，并出現(xiàn)三叉狀晶界。

2.隨著退火溫度升高，合金強(qiáng)度隨之升高，而塑性隨之降低，發(fā)現(xiàn)等軸組織塑性最佳，細(xì)片層β轉(zhuǎn)變組織強(qiáng)度最大，雙態(tài)組織具有優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。

3.當(dāng)退火溫度位于兩相區(qū)時(shí)，拉伸斷口微觀主要由大量等軸狀韌窩組成，同時(shí)包含二次裂紋與撕裂棱，當(dāng)退火溫度達(dá)到單相區(qū)后，斷口形貌以結(jié)晶狀巖石形貌為主。