鈦及鈦合金材料憑借其卓越的耐高溫、低密度以及比強(qiáng)度高等特性，使其在極端工況和高強(qiáng)度應(yīng)用場景仍能維持穩(wěn)定的力學(xué)性能，從而確保工程系統(tǒng)的可靠運(yùn)行和安全性能，能夠使其在航空航天領(lǐng)域獲得廣泛應(yīng)用,特別是在需要同時(shí)滿足高強(qiáng)度要求和輕量化設(shè)計(jì)的結(jié)構(gòu)部件中,鈦合金材料已成為不可替代的關(guān)鍵材料[1-2]。TA10鈦合金作為典型的近a型鈦合金,因其出色的綜合性能在多個(gè)工業(yè)領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用。該合金不僅具有優(yōu)異的高強(qiáng)度特性，同時(shí)還表現(xiàn)出良好的斷裂韌性和抗疲勞性能，使其能夠有效應(yīng)對復(fù)雜應(yīng)力環(huán)境下的長期服役要求[3-4]。在航空航天領(lǐng)域,TA10鈦合金的卓越性能使其成為制造關(guān)鍵承力部件128的理想選擇，如發(fā)動機(jī)壓氣機(jī)盤、渦輪葉片等核心部件5。此外，該合金在海洋工程、化工設(shè)備等領(lǐng)域的應(yīng)用也日益廣泛，充分體現(xiàn)了其作為先進(jìn)結(jié)構(gòu)材料的巨大潛力。
在工程實(shí)踐中，熱處理工藝作為優(yōu)化鈦合金性能的核心技術(shù)手段，發(fā)揮著至關(guān)重要的作用。通過精準(zhǔn)調(diào)控?zé)崽幚磉^程中的溫度、時(shí)間及冷卻速率等關(guān)鍵參數(shù),能夠?qū)崿F(xiàn)對鈦合金組織結(jié)構(gòu)的精細(xì)調(diào)控,這種組織的可控性轉(zhuǎn)變直接反映在材料宏觀力學(xué)性能的提升上。在眾多熱處理工藝中，退火處理因其操作簡便、效果顯著而成為最普遍采用的方法之一。目前針對TA10鈦合金的退火工藝研究主要集中在再結(jié)晶退火溫度和兩相區(qū)退火溫度兩個(gè)區(qū)間[6-8],而對其他溫度區(qū)間的系統(tǒng)性研究相對匱乏。然而,在實(shí)際生產(chǎn)過程中，由于設(shè)備運(yùn)行異常或工藝參數(shù)設(shè)置不當(dāng)?shù)纫蛩兀赡軐?dǎo)致加熱溫度偏離預(yù)定范圍，特別是在單相區(qū)溫度條件下，極易引發(fā)晶粒異常長大等組織缺陷，最終造成材料性能劣化甚至失效。
此外,當(dāng)前針對鈦合金組織結(jié)構(gòu)的研究主要集中在微觀組織形貌和物相組成分析方面，而對織構(gòu)特征,特別是織構(gòu)演變規(guī)律的研究相對匱乏。因此,深入系統(tǒng)地探究不同退火溫度對TA10鈦合金微觀組織演化、織構(gòu)特征以及力學(xué)性能的影響機(jī)制具有重要的學(xué)術(shù)價(jià)值和工程意義。這一研究不僅能夠揭示熱處理過程中組織與性能的關(guān)聯(lián)規(guī)律，為優(yōu)化鈦合金的熱處理工藝參數(shù)提供理論指導(dǎo)，還可為實(shí)際生產(chǎn)中的工藝參數(shù)優(yōu)化和質(zhì)量控制提供科學(xué)依據(jù)。
1、試驗(yàn)方法與材料
本研究選用的試驗(yàn)材料為TA10鈦合金板材,其規(guī)格為40mm×1000mm×1500mm。通過金相法分析，確定該材料的相變點(diǎn)溫度為893℃。采用電感耦合等離子體發(fā)射光譜儀(Avio500型)分析得到TA10鈦合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為:0.299% Mo、0.78% Ni、0.06% O、0.072% Fe、Ti余量。
本研究基于已測得的相變點(diǎn)溫度893℃設(shè)計(jì)退火試驗(yàn)，加熱溫度分別設(shè)定為840、860、880和900℃,在每個(gè)溫度下保溫2h后進(jìn)行室溫冷卻(AC),所設(shè)置溫度范圍涵蓋了兩相區(qū)和單相區(qū)。采用Hb-2X型高精度箱式電阻爐對合金進(jìn)行熱處理加工。退火完成后，合金經(jīng)切割加工及制樣，以進(jìn)行組織形貌、物相、晶體結(jié)構(gòu)分析,最后進(jìn)行室溫拉伸性能測試,組織分析及室溫拉伸測試方向均為板材軋制方向。組織形貌觀察需要經(jīng)制樣處理，主要步驟包括粗磨、細(xì)磨和拋光，再使用光學(xué)顯微鏡以及Nava SEM 450場發(fā)射掃描電鏡進(jìn)行低倍及高倍組織形貌觀察分析。隨后利用掃描電鏡內(nèi)置的鏡頭進(jìn)行電子背散射衍射(EBSD)測試,以獲取材料的晶體取向信息,采用Channel5軟件對EBSD數(shù)據(jù)進(jìn)行處理和分析，進(jìn)一步表征材料的微觀結(jié)構(gòu)特征。在物相分析方面，使用Empyrean型X射線衍射儀(XRD)進(jìn)行測試,掃描角度范圍為30°至80°。測試完成后，通過JADE軟件對衍射數(shù)據(jù)進(jìn)行解析，識別材料中的物相組成及其結(jié)構(gòu)特征。合金室溫拉伸測試采用INSTRON型萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行，測試過程按GB/T228.1-2021《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1部分:室溫試驗(yàn)方法》中相關(guān)要求進(jìn)行,拉伸試樣形狀及尺寸見圖1。為確保數(shù)據(jù)的可靠性，每組拉伸試驗(yàn)均進(jìn)行3次，并取平均值作為最終結(jié)果。在拉伸試驗(yàn)完成后，利用掃描電鏡對拉伸試驗(yàn)斷口的微觀形貌進(jìn)行觀察，以進(jìn)一步分析材料的斷裂機(jī)制和性能特征。
2、試驗(yàn)結(jié)果分析
2.1組織分析
圖2為不同溫度退火后TA10鈦合金的顯微組織。在840℃退火后，合金微觀結(jié)構(gòu)呈現(xiàn)出以初生α相(位置A)為主,同時(shí)伴有β轉(zhuǎn)變組織(位置B)的典型特征，且在β轉(zhuǎn)變組織中均勻分布著大量細(xì)小的針狀α相。進(jìn)一步觀察分析，組織中初生α相呈現(xiàn)棒狀、塊狀以及等軸狀形貌，組織類型為典型的等軸組織。當(dāng)退火溫度提升至860℃時(shí)，初生α相呈現(xiàn)明顯的體積降低和含量減少趨勢，與此同時(shí)，β轉(zhuǎn)變組織則表現(xiàn)出體積增加和含量上升的特征。當(dāng)退火溫度進(jìn)一步升至880℃時(shí)，發(fā)現(xiàn)初生α相的體積及含量顯著減少的同時(shí)，其形貌軸狀化程度明顯增加，此時(shí)組織類型為雙態(tài)組織。當(dāng)退火溫度達(dá)到900℃時(shí)，退火溫度達(dá)到單相區(qū)溫度，組織類型轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)片層β轉(zhuǎn)變組織。該條件下形成了顯著的粗大β晶粒結(jié)構(gòu),初生 α相已完全轉(zhuǎn)變消失,取而代之的是大量彌散分布的細(xì)長針狀 α相析出物。綜上所述，隨著退火溫度的持續(xù)上升，微觀組織經(jīng)歷了從等軸結(jié)構(gòu)向細(xì)片層β轉(zhuǎn)變組織的漸進(jìn)演變過程，其特征表現(xiàn)為初生α相的持續(xù)減少直至完全消失，同時(shí)針狀α相呈現(xiàn)明顯的數(shù)量增長趨勢。
在TA10鈦合金的熱處理過程中,其微觀組織經(jīng)歷顯著的晶體結(jié)構(gòu)重構(gòu)，其中α相從具有密排六方(HCP)特征的晶體構(gòu)型逐步演化為體心立方(BCC)結(jié)構(gòu)的β相,這種相變現(xiàn)象與溫度上升呈現(xiàn)明顯的正相關(guān)關(guān)系[9]。隨著加熱溫度的持續(xù)上升，更多的 α相開始向β相轉(zhuǎn)變，致使組織中β相的含量相應(yīng)增加，而α相的含量逐漸減少。當(dāng)溫度超過相變點(diǎn)時(shí)， α相完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?此時(shí)合金的組織主要由β相組成, α相完全消失。
在隨后冷卻過程中,合金中的β相會重新向 α相轉(zhuǎn)變。由于受到冷卻速率和相變動力學(xué)的限制,β相在轉(zhuǎn)變?yōu)?α相時(shí)無法充分生長,最終形成彌散分布的細(xì)小針狀 α相 [10]。這些針狀 α相通常優(yōu)先在晶界或β相內(nèi)部形核并生長，形成獨(dú)特的微觀結(jié)構(gòu)。當(dāng)加熱溫度升至單相區(qū)后冷卻,發(fā)現(xiàn)粗大β晶粒在組織中形成,這一現(xiàn)象主要?dú)w因于高溫下晶粒長大的動力學(xué)過程被激活[11]。在高溫條件下，晶界遷移速度顯著加快，晶界遷移的激活促進(jìn)了晶粒的快速長大。因此，單相區(qū)加熱后的合金組織中往往會出現(xiàn)粗大的β晶粒。
2.2 XRD分析
根據(jù)圖2的分析結(jié)果,退火溫度的變化顯著影響了TA10鈦合金的微觀組織形貌。為深入探究退火溫度對合金物相的影響，本研究對不同溫度退火處理后的TA10鈦合金進(jìn)行XRD分析,圖3為合金在不同溫度退火后的XRD圖譜。由圖3可知，退火溫度不同的試樣中僅檢測到α相的特征衍射峰，而未發(fā)現(xiàn)他物相的衍射峰。相關(guān)研究表明 [12],在加熱過程中，
鈦合金內(nèi)部主要發(fā)生α→β相變。加熱后的冷卻階段,合金內(nèi)部主要發(fā)生3種類型物相轉(zhuǎn)變:β→α相變、β→ α ′相變和β→ α ′′相變 [13?15]。其中,β→ α相變屬于擴(kuò)散型相變，其主要依賴于原子的長程重排和擴(kuò)散;而β→α'和β→α"相變則屬于切變型相變,其通過晶格的協(xié)同剪切實(shí)現(xiàn)。冷卻速率是決定相變類型的關(guān)鍵因素:冷卻速率越快，過冷度越大，較大的過冷度會使阻礙β→α相變的擴(kuò)散過程，從而觸發(fā)切變反應(yīng),最終導(dǎo)致組織發(fā)生β→α'相變或β→α"相變;而當(dāng)冷卻速率較慢時(shí)，內(nèi)部原子會擴(kuò)散充分，組織相變更加平衡，發(fā)生β→α相變。
在本研究中,退火處理采用空冷進(jìn)行冷卻,相比于水冷，其產(chǎn)生的過冷度較小，即冷卻速率相對較慢。這種冷卻條件使得β相中的α穩(wěn)定元素沿晶界擴(kuò)散,并促使形貌為針狀的次生 α相在β晶粒邊界優(yōu)先形核[16]。因此，隨著退火溫度從兩相區(qū)升高至單相區(qū),合金組織中主要相變過程為β→α相,故最終組織中的物相以 α相為主。
2.3織構(gòu)分析
為了深入研究TA10鈦合金在不同溫度退火后的織構(gòu)變化,本研究對其進(jìn)行了極圖表征分析,結(jié)果如圖4所示。分析表明，當(dāng)退火溫度處于兩相區(qū)時(shí)，合金的{0001}晶面呈現(xiàn)出混合織構(gòu)特征。然而,隨著退火溫度升高至單相區(qū)，{0001}晶面的織構(gòu)類型逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)閱我豢棙?gòu)特征。此外，在退火溫度升高的過程中，織構(gòu)強(qiáng)度顯著增強(qiáng)，從7.52逐步提升至15.14。
經(jīng)兩相區(qū)溫度退火時(shí)，α相和針狀次生α相的變形儲能釋放速率不同，導(dǎo)致部分區(qū)域發(fā)生再結(jié)晶，而其他區(qū)域保留原始變形織構(gòu),即此時(shí)極圖中存在混合類型織構(gòu)。當(dāng)退火溫度升至單相區(qū),合金完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪唷＠鋮s過程中，β相通過擴(kuò)散型相變，組織中僅生成針狀次生α相,故此時(shí)極圖中存在單一類型織構(gòu)。此外，較高的退火溫度會使晶界遷移能力增強(qiáng)，促使取向不利的晶粒被消耗，優(yōu)勢取向晶粒擇優(yōu)生長，織構(gòu)趨于單一化[17]。
退火溫度升高提供更多熱激活能，促進(jìn)再結(jié)晶完成和晶粒長大，單相區(qū)退火時(shí)，β相晶粒充分長大，相變后晶粒尺寸增大且取向一致性提高，導(dǎo)致織構(gòu)強(qiáng)度增加[18]。此外，高溫下優(yōu)勢取向晶粒通過吞并小角度晶界或非優(yōu)勢晶粒，減少取向分散度，促使晶粒擇優(yōu)生長與取向優(yōu)化，這也會進(jìn)一步強(qiáng)化織構(gòu)。
2.4拉伸性能分析
圖5為TA10鈦合金經(jīng)不同溫度退火后的室溫拉伸性能。隨著退火溫度的升高，TA10鈦合金的強(qiáng)度呈現(xiàn)明顯增長:抗拉強(qiáng)度(Rm)由490 MPa增至545 MPa,屈服強(qiáng)度(Rp0.2)從340 MPa上升至415MPa,而塑性持續(xù)降低,斷后伸長率(A)由20%下降至5%。
在室溫拉伸試驗(yàn)中，試樣的變形行為受到微觀組織中初生α相含量和尺寸的顯著影響。初生 α相對材料微觀變形行為具有雙重調(diào)控作用:一方面增強(qiáng)了局部應(yīng)變的均勻分布特性，另一方面顯著改變了滑移帶的形貌特征與空間分布模式。初生α相的多晶取向隨機(jī)分布特性賦予其較高的可滑移面密度和多樣化的滑移矢量，這種結(jié)構(gòu)特征為多重滑移系統(tǒng)的協(xié)同激活創(chuàng)造有利條件。當(dāng)合金受到外力作用時(shí)，這些滑移系統(tǒng)能夠產(chǎn)生協(xié)同作用,通過應(yīng)力分散機(jī)制有效緩解局部應(yīng)力集中現(xiàn)象，從而延緩材料的損傷累積和斷裂進(jìn)程[19]。這種機(jī)制導(dǎo)致初生α相含量與合金延展性呈現(xiàn)顯著的正相關(guān)性，即初生α相比例越高，材料的塑性變形能力越強(qiáng)。然而，隨著退火溫度的升高，初生α相的含量逐漸減少并最終消失(如圖2所示)。這一變化導(dǎo)致滑移系統(tǒng)的激活能力下降，微區(qū)變形的均勻性降低，滑移帶之間的間距增大，從而削弱了合金的塑性。特別是在高溫退火條件下，組織中粗大β晶粒的形成以及次生針狀α相的析出進(jìn)一步限制了滑移的擴(kuò)展，導(dǎo)致合金的塑性顯著下降。
除了初生α相的影響外，針狀次生α相對合金力學(xué)性能同樣會產(chǎn)生重要影響[20]。由圖2可知,退火溫度升高會使針狀次生α相在基體中析出數(shù)量顯著增加，進(jìn)而形成大量相界面。而相界面在微觀結(jié)構(gòu)中起到了關(guān)鍵作用，其能夠有效阻礙晶界的遷移和位錯(cuò)運(yùn)動，進(jìn)而顯著提升合金抵抗晶界滑移和位錯(cuò)滑移能力。此外,更多的相界面還能提升吸收和分散外部應(yīng)力的能力，進(jìn)而延緩塑性變形的進(jìn)程，增強(qiáng)合金的整體強(qiáng)度。
綜上所述，初生α相通過其無序的晶體取向和豐富的滑移系統(tǒng)，顯著提升了合金的塑性性能;而針狀次生α相則通過形成大量相界面，強(qiáng)化了合金的強(qiáng)度特性。
2.5拉伸斷口形貌分析
圖6為TA10鈦合金經(jīng)不同溫度退火后的斷口形貌。圖6(a)、6(b)、6(c)為退火溫度處于兩相區(qū)時(shí)的斷口形貌,發(fā)現(xiàn)圖6(a)與圖6(b)斷口表面均勻分布大量韌窩(位置C),其為典型的韌性斷裂特征,表明材料在斷裂過程中經(jīng)歷了顯著的塑性變形。隨著退火溫度的升高，圖6(c)斷口形貌中撕裂棱(位置D)的數(shù)量逐漸增加，且形貌更加明顯，這表明材料的斷裂機(jī)制逐漸從韌性斷裂向混合型斷裂轉(zhuǎn)變。當(dāng)退火溫度進(jìn)一步升高至單相區(qū)時(shí)(圖6d),此時(shí)斷口表面出現(xiàn)了明顯的巖石狀形貌，韌窩數(shù)量大幅減少，僅在其表面分布著少量淺韌窩。這種形貌特征表明,材料在單相區(qū)退火后的斷裂機(jī)制更傾向于脆性斷裂,塑性變形能力顯著降低。
韌窩的形成過程實(shí)質(zhì)上是能量吸收和耗散的過程,其尺寸特征與材料的塑性變形能力密切相關(guān)[21-22]。韌窩的數(shù)量與尺寸和材料的延展性呈現(xiàn)顯著的正相關(guān)性:較多且尺寸較大的韌窩通常對應(yīng)于更高的塑性應(yīng)變能力[23-24]。這是因?yàn)檩^大的韌窩尺寸反映了材料在斷裂前經(jīng)歷了更顯著的塑性變形;較多的韌窩數(shù)量表明材料在斷裂過程中吸收了更多的塑性變形能。因此，隨退火溫度升高，斷口中韌窩數(shù)量以及尺寸不斷減少，合金的塑性不斷降低。
進(jìn)一步觀察圖6可知，退火溫度為單相區(qū)時(shí)，其組織中形成明顯孔洞形貌(位置E)。當(dāng)退火溫度進(jìn)入單相區(qū)后，初生α相的完全消失導(dǎo)致組織協(xié)調(diào)性顯著降低,同時(shí)大量析出的針狀次生α相在變形過程中表現(xiàn)出截然不同的行為特征:位錯(cuò)在α/β相界面處發(fā)生嚴(yán)重塞積，這種界面效應(yīng)導(dǎo)致微觀變形不均勻性加劇，并誘發(fā)孔洞的形核與快速擴(kuò)展，這一現(xiàn)象表現(xiàn)為斷裂模式從韌性斷裂向脆性斷裂的轉(zhuǎn)變[25-26]。
3、結(jié)論
1)隨著退火溫度的升高，TA10鈦合金的微觀組織發(fā)生顯著轉(zhuǎn)變，表現(xiàn)為初生α相持續(xù)減少并最終消失,針狀 α相呈現(xiàn)明顯增加;
2)隨著退火溫度從兩相區(qū)升高至單相區(qū),合金組織中的主要相變過程為β→α相,最終組織中的物相以 α相為主;
3)當(dāng)退火溫度處于兩相區(qū)時(shí)，合金的{0001}晶面呈現(xiàn)出混合織構(gòu)特征，隨著退火溫度升高至單相區(qū),{0001}晶面的織構(gòu)類型逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)閱我豢棙?gòu)特征;
4)隨著退火溫度的升高，合金力學(xué)性能呈現(xiàn)明顯變化,抗拉強(qiáng)度由490MPa增至545MPa,屈服強(qiáng)度從340MPa上升至415MPa,斷裂伸長率由20%降至5%,在拉伸過程中,斷口形貌由韌性斷裂特征向脆性斷裂特征轉(zhuǎn)變。
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（注，原文標(biāo)題：退火溫度對TA10鈦合金組織、織構(gòu)以及拉伸性能的影響_顧忠明）
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