固溶溫度對TA10鈦合金組織與力學性能的影響

楊 娜，張明玉，于成泉，張 起，李生榮，顧忠明

（1.新疆湘潤新材料科技有限公司，新疆 哈密 839000；2.大連交通大學 連續擠壓教育部工程研究中心，遼寧 大連 116028；3.長春工業大學 應用技術學院，長春 130000）

鈦及鈦合金具有眾多優異特性，例如耐腐蝕性、耐低溫、無磁性和耐高溫等，在軍工、航海、航空和化工等領域都有廣泛使用[1-2]。TA10鈦合金的名義成分為Ti-0.3Mo-0.8Ni，該合金是一種常見的近α型鈦合金，其具有良好的耐腐蝕性、焊接性能及熱變形性能，故該合金在石油化工、航空飛機結構件和海洋工程等領域都有廣泛應用[3-4]。

因為TA10鈦合金的應用領域十分廣泛，故對其研究十分多元化，其中劉全明等[5]進行了氫致TA10鈦合金焊接接頭斷裂韌度演變研究，該研究闡明了充氫含量對焊頭位置的斷裂方式、斷口形貌及斷裂韌度的影響，并分析了焊接接頭位置斷裂的微觀機理。蘇娟華等[6]研究了TA10鈦合金高溫流變行為及拉伸性能，得出了動態再結晶是該合金發生軟化機制的主要原因，并得出了流變曲線的最佳應力峰值，確定了在800℃時，應變速率和動態再結晶的對應關系，同時給出了不同溫度區間的變形溫度和強度關系。

雖然對TA10鈦合金的研究逐漸多元化，但工業生產中對組織與力學性能的研究仍是主流趨勢，本文通過對TA10鈦合金進行不同溫度的固溶處理，分析不同溫度固溶對該合金微觀組織的影響，并分析了不同組織對合金力學性能的對應關系。

1 試驗材料與方法

本試驗選用的材料為新疆湘潤新材料科技有限公司提供的TA10鈦合金棒材，該合金由海綿鈦和Mo-Ni中間合金通過真空自耗熔煉爐2次熔煉制成鑄錠，隨后經鍛造機多次鍛造而成，制成的TA10鈦合金的具體化學成分為（質量分數，%）：0.28%Mo、0.75%Ni、0.06%O、0.072%Fe、Ti余量。通過連續升溫金相法測試該合金的相轉變溫度，最終測定本試驗TA10鈦合金的相轉變溫度為890～895℃。原始TA10鈦合金的金相組織如圖1所示，該組織主要由初生α相構成，并有一定數量的β轉變組織，在β轉變組織中存在細小的次生α相和少量位于次生α相之間的殘余β相。

圖1 原始TA10鈦合金棒材的金相組織

將TA10鈦合金進行加工，隨后將加工完成的TA10鈦合金進行不同溫度的固溶處理，固溶溫度根據相變點選擇兩相區與單向區加熱，具體固溶處理制度為：（860℃、880℃、900℃、920℃）×2 h/WQ，隨后將不同固溶處理后的TA10鈦合金進行維氏硬度測試（HV5）與拉伸性能測試，并進行金相組織觀察。本試驗進行固溶處理的設備為型號KSL的箱式電阻爐，觀察金相組織的光學顯微鏡型號為Axiomatic型金相顯微鏡，測試維氏硬度的設備型號為7MHVS維氏硬度計，拉伸性能測試使用型號為Instron電子萬能試驗機進行。

2 試驗結果與分析

2.1 金相組織

經不同固溶溫度處理后的TA10鈦合金金相組織，如圖2所示。由圖2可知，相比原始TA10鈦合金金相組織，合金經固溶處理后，組織發生較大變化，其中初生α相含量明顯減少，β轉變組織含量增加，析出大量次生α'相。當固溶溫度為860℃時，此時固溶溫度位于兩相區，合金經加熱處理后，組織中部分初生α相溶解到β基體中，在隨后的水冷過程中，組織中發生固態相變，β相會轉變為亞穩定β基及次生α'相，此時組織中出現明顯的β轉變組織。當固溶溫度升至880℃時，此時溫度升高，組織的初生α相進一步減少，而β轉變組織含量繼續增加，形成更多的次生α'相[7]。固溶溫度位于兩相區進行水冷時，組織中的α相由2部分構成，一部分為組織中未溶解的原始α相，另一部分為在冷卻時β相發生轉變而形成的α相。當固溶溫度升至900℃時，此時溫度已位于單相區，組織中初生α相完全消失，組織形成粗大的β晶粒，并有明顯的β晶界，在β晶粒內有大量的次生α'相均勻分布在其中，當固溶溫度升至920℃時，發現組織形貌與900℃時類似，均是由大量細針狀次生α'相構成，但次生α'相體積有所增加，這是因為溫度升高，導致合金中次生α'相逐漸長大所致，固溶溫度位于單相區進行水冷時，因為此時組織中初生α相完全溶解，故組織中的α相由單一部分構成，均為冷卻時β相發生轉變而形成的α相[8]。

圖2 經不同固溶溫度處理后的金相組織

2.2 維氏硬度

經不同固溶溫度處理后的TA10鈦合金的維氏硬度如圖3所示。由圖3可知，合金經不同固溶溫度處理后，維氏硬度值均高于200 HV，隨著固溶溫度的升高，維氏硬度值不斷增加，經單向區熱處理后的硬度高于兩相區。當溫度達到相變點以上后，硬度值變化較少，經4種固溶溫度處理后，在固溶溫度為920℃時，其硬度值達到最大，最大值為240 HV。

圖3 經不同固溶溫度處理后的維氏硬度

當固溶溫度為860℃時，經測得組織中初生α相含量為44%；當固溶溫度為880℃時，經測得組織中初生α相含量為16%，相比于具有六方馬氏體結構的次生α'相而言，初生α相的硬度更低，因為溫度升高，組織中初生α相含量降低，次生α'相含量升高，硬度測試時較多的硬度值測試取自次生α'相，這是硬度升高的主要原因。當固溶溫度升到900℃時，組織中初生α相含量為0，測試硬度值來自次生α'相和殘余β相，導致合金硬度進一步升高，當固溶溫度為920℃時，組織中次生α'相尺寸增 大，而殘余β相含量減少較小，導致硬度上升較小[9]。

2.3 拉伸性能

經不同固溶溫度處理后的TA10鈦合金的拉伸性能，由圖4可知，隨著固溶溫度的升高，合金抗拉強度（Rm）和屈服強度（Rp0.2）皆不斷升高，而合金的塑形方面，合金的斷后延伸率（A）隨著固溶溫度的升高而降低，特別是當溫度達到單向區后，塑形性能下降明顯，4種固溶溫度中，當溫度為920℃時，合金強度達到最大值，其中抗拉強度（Rm）為548 MPa、屈服強度（Rp0.2）為420 MPa，當溫度為860℃時，合金塑形達到最大值，其斷后延伸率（A）為23%。

圖4 經不同固溶溫度處理后的拉伸性能

隨著固溶溫度的不斷提高，組織中初生α相含量不斷降低。組織中初生α相形貌以等軸狀為主，相關研究表明，因為在等軸狀α相內部具有較多能開動的滑移系，當合金在進行拉伸時，組織中的滑移會首先于位向因子最大的等軸α相中開動，當組織中等軸狀α相含量較多時，拉伸產生的形變會較快地分散至更多的晶粒內，而不會在少量的α晶粒中開動導致應力集中現象，最后產生開裂。因此，當固溶溫度為860℃時，較多的等軸狀α相可以進行更大的形變，故其塑形較好，隨著固溶溫度升高，組織中等軸狀α相含量下降，導致塑形不斷降低[10]。

當固溶溫度升高，β轉變組織含量逐漸增加，同時其內部的次生α'相的尺寸增大增多，這會增加位錯的滑動距離，而且次生α'相的內部還存在大量的位錯，所以當次生α'相含量增多時，導致合金的強度升高。同時，合金的拉伸性能還取決于合金本身的抗裂紋源萌生能力及抗裂紋擴展的能力，二者相比較，抗裂紋源萌生能力會起到更重要的作用，而抗裂紋源萌生能力的主要受到滑移距離的影響，組織次生α'相尺寸越大，其滑移距離越大。這也是當合金固溶溫度位于單向區后，溫度升高材料強度繼續升高的主要原因。

3 結論

（1）合金經固溶處理后，初生α相含量明顯減少，β轉變組織含量增加，析出大量次生α'相，隨著固溶溫度不斷升高，初生α相含量逐漸減少，固溶溫度到單向區后，初生α相完全消失。

（2）隨著固溶溫度的升高，維氏硬度值不斷增加，經單向區熱處理后的硬度高于兩相區，在固溶溫度為920℃時，其硬度值達到最大值240 HV。

（3）隨著固溶溫度的升高，合金抗拉強度和屈服強度皆不斷升高，而合金的塑形方面，合金的斷后延伸率隨著固溶溫度的升高而降低。當溫度為920℃時，合金強度達到最大值，其中抗拉強度為548 MPa、屈服強度為420 MPa；當溫度為860℃時，合金塑形達到最大值，其斷后延伸率為23%。