引言

鈦及鈦合金具有低密度、耐蝕性好、比強(qiáng)高等特點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于航天、航海、生物和化工等領(lǐng)域[1-2]。 TA10 鈦合金(名義成分為 Ti-0.3Mo-0.8Ni)是一種近α型鈦合金，強(qiáng)度中等、耐蝕性優(yōu)異，主要用于化工攪拌器和承力框等構(gòu)件[3-4]。 隨著鈦工業(yè)的發(fā)展，TA10 鈦合金的應(yīng)用領(lǐng)域也在不斷擴(kuò)展。 通常，TA10 合金首先在β相區(qū)溫度開(kāi)坯鍛造，隨后在α＋β 兩相區(qū)溫度多火次鍛造，再進(jìn)行熱處理。目前，對(duì) TA10 鈦合金熱處理的研究主要是固溶和時(shí)效處理，對(duì)其他熱處理工藝的研究較少。 本文對(duì) TA10 鈦合金進(jìn)行雙重退火處理，研究雙重退火工藝對(duì)合金微觀組織和拉伸性能的影響，探索最佳的雙重退火工藝，為該合金的實(shí)際工程應(yīng)用提供理論支撐。

1、 試驗(yàn)材料與方法

研究用 TA10 鈦合金鑄錠采用真空自耗熔煉爐制備，首先在單相區(qū)開(kāi)坯鍛造，隨后在兩相區(qū)多火次鍛造 成 ? 135mm棒 材。 化學(xué)成分為 ( 質(zhì) 量 分?jǐn)?shù)，％)0.299％ Mo、0.76％ Ni、0.042％ Ｏ、0.068％Fe、Ti 余量。 采用差熱法測(cè)定試驗(yàn)用合金的相變點(diǎn)為 890 ℃。 為了研究雙重退火溫度對(duì)合金顯微組織和拉伸性能的影響，對(duì)合金進(jìn)行了 4 種工藝的雙重退火，如表 1 所示。

熱處理后，制備拉伸試樣，隨后 Ｉｎｓｔｒｏｎ５8５9 試驗(yàn)機(jī)按 GB/T  228。1—2012《金屬材料拉伸實(shí)驗(yàn)第 1部分:室溫實(shí)驗(yàn)方法》進(jìn)行室溫拉伸性能試驗(yàn)，并采用 Ａｘｉｏｕｅｒｔ 光學(xué)顯微鏡和 ＪＳＭ- 6460 掃描電子顯微鏡進(jìn)行金 相 檢 驗(yàn)。 金 相 試 樣 采 用 體 積 分 數(shù) 比 為ＨＦ ∶ ＨＮＯ3∶ 乳酸＝ 1 ∶ 3 ∶ ５ 的溶液浸蝕。

2 、試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

圖 1 為 TA10 鈦合金經(jīng)不同工藝雙重退火后的顯微組織，可以發(fā)現(xiàn)，圖 1(ａ)顯微組織由初生α相(位置 Ａ)與β轉(zhuǎn)變組織(位置 Ｂ)組成，初生α相以等軸狀為主，也有大塊片狀，而β轉(zhuǎn)變組織中次生 α相很細(xì)小。 隨著雙重退火的首次退火溫度的升高，如圖 1(ｂ，ｃ) 所示，組織仍由等軸狀初生α相和 β轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成，但初生α相含量明顯減小，而β轉(zhuǎn)變組織含量明顯增加，且次生α相明顯增多(位置Ｃ)。 首次退火溫度提高至單相區(qū)后，如圖 1(ｄ) 所示，合金中的初生α相全部消失，組織以粗大β晶粒為主，并有明顯的α相存在，在粗大β晶粒內(nèi)有大量均勻分布的次生α相。

合金在加熱過(guò)程中將發(fā)生 α→β 相轉(zhuǎn)變，溫度越高該轉(zhuǎn)變?cè)酵耆瑴囟壬咧羻蜗鄥^(qū)后，α 相完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪郲５]。 在冷卻過(guò)程中，合金會(huì)發(fā)生 β→α相轉(zhuǎn)變，當(dāng)溫度位于兩相區(qū)時(shí)，合金中α相由兩部分組成，即加熱過(guò)程中未轉(zhuǎn)變的α相及 β→α 相轉(zhuǎn)變析出的α相。 加熱溫度越高，冷卻時(shí)間越長(zhǎng)，合金中析出的次生α相越多。 在 ５60 ℃ ×4 ｈ 空冷的第二次退火過(guò)程中，次生α相會(huì)進(jìn)一步長(zhǎng)大。 溫度升高至單相區(qū)后，合金中α相完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪啵诶鋮s及第二次退火過(guò)程中，析出的次生α相長(zhǎng)大，直至相互接觸[6]。

2.2 拉伸性能

圖 2 為不同工藝雙重退火的 TA10 鈦合金的拉伸性能，可以發(fā)現(xiàn)，隨著雙重退火的第一次退火溫度的升高，合金的強(qiáng)度升高，抗拉強(qiáng)度從 ５37 MPa 升高至 ５78 MPa， 屈服強(qiáng)度從 441 MPa 升高至 488MPa，而合金的塑性則呈現(xiàn)相反的趨勢(shì)，即隨著首次退火溫度的升高， 合金塑性降低， 斷后伸長(zhǎng)率從26％降低至 3％。

文獻(xiàn)[7]表明，六方馬氏體 α′相、斜方馬氏體 α″相、初生α相以及次生α相均影響鈦合金的拉伸性能。 本文的熱處理為雙重退火，在雙重退火過(guò)程中，合金中六方馬氏體 α′相與斜方馬氏體 α″相均會(huì)發(fā)生分解，最終形成α相和β相，α 相形貌是影響TA10 鈦合金拉伸性能的主要因素。 由于初生α相的晶體取向通常是無(wú)序的，在拉伸過(guò)程中能激活較多的滑移系，能提高合金塑性，故隨著第一次退火溫度的升高，合金塑性降低[8]。 此外，因?yàn)榇紊料嗪芗?xì)小，在拉伸試驗(yàn)過(guò)程中，細(xì)小的次生α相會(huì)阻礙位錯(cuò)滑移，即產(chǎn)生位錯(cuò)塞積，故隨著首次退火溫度的升高，合金中次生α相含量增加，其強(qiáng)度提高。

2.3 斷口分析

圖 3 為經(jīng)不同工藝雙重退火的 TA10 鈦合金拉伸試樣斷口的微觀形貌。 由圖 3 可知，當(dāng)雙重退火的首次退火溫度在兩相區(qū)時(shí)，斷口有大量等軸韌窩(位置 Ｄ)，且部分尺寸較大的韌窩中有一定數(shù)量的小韌窩。 合金的塑性與韌窩的數(shù)量和尺寸有關(guān)，斷口韌窩越多，合金的塑性越好[9]。 還發(fā)現(xiàn)，隨著首次退火溫度的升高，如圖 3(ａ~ ｃ)所示，斷口韌窩減少，即合金塑性降低，與圖 2 所示結(jié)果一致。 當(dāng)首次退火升高至單相區(qū)后，如圖 3(ｄ) 所示，斷口呈巖石狀，韌窩很少，有明顯的撕裂棱(位置 Ｆ)，合金的塑性較差，強(qiáng)度較高。 此外，如圖 3(ｂ)所示，斷口有二次裂紋(位置 Ｅ)，且圖 3(ｃ) 和圖 3(ｄ) 中二次裂紋更明顯，這是由于組織中析出大量次生α相所致。

拉伸試驗(yàn)時(shí)，試樣中會(huì)形成裂紋并擴(kuò)展，當(dāng)裂紋擴(kuò)展至次生α相時(shí)，擴(kuò)展路徑會(huì)發(fā)生改變，即沿垂直于原擴(kuò)展路徑的方向擴(kuò)展，從而形成二次裂紋[10]。

3、 結(jié)論

(1)當(dāng)雙重退火的首次退火溫度在兩相區(qū)時(shí)，TA10 鈦合金顯微組織由初生α相與β轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成，且隨著首次退火溫度的升高，初生α相減小，而β 轉(zhuǎn)變組織增多，且次生α相體積明顯增大。 當(dāng)首次退火溫度在單相區(qū)時(shí)，初生α相全部消失，組織(2)隨著首次退火溫度的升高，合金強(qiáng)度升高，

抗拉強(qiáng)度從 ５37 MPa 升高至 ５78 MPa，屈服強(qiáng)度從441 MPa 升高至 488 MPa，塑性則呈現(xiàn)相反的變化趨勢(shì)，即隨著首次退火溫度的升高，合金塑性降低，斷后伸長(zhǎng)率從 26％降低至 3％。

(3)當(dāng)雙重退火的首次退火溫度在兩相區(qū)時(shí)，拉伸斷口有大量等軸狀韌窩，當(dāng)首次退火溫度升高至單相區(qū)后，拉伸斷口呈巖石狀，并有明顯的撕裂棱。

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