固溶溫度對(duì)TA10鈦合金組織與力學(xué)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(rùn)新材料科技有限公司，新疆 哈密 839000；2.大連交通大學(xué) 連續(xù)擠壓教育部工程研究中心，遼寧 大連 116028；3.長(zhǎng)春工業(yè)大學(xué) 應(yīng)用技術(shù)學(xué)院，長(zhǎng)春 130000）

鈦及鈦合金具有眾多優(yōu)異特性，例如耐腐蝕性、耐低溫、無(wú)磁性和耐高溫等，在軍工、航海、航空和化工等領(lǐng)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(jiàn)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(jī)結(jié)構(gòu)件和海洋工程等領(lǐng)域都有廣泛應(yīng)用[3-4]。

因?yàn)門A10鈦合金的應(yīng)用領(lǐng)域十分廣泛，故對(duì)其研究十分多元化，其中劉全明等[5]進(jìn)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(duì)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(jī)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(dòng)態(tài)再結(jié)晶是該合金發(fā)生軟化機(jī)制的主要原因，并得出了流變曲線的最佳應(yīng)力峰值，確定了在800℃時(shí)，應(yīng)變速率和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的對(duì)應(yīng)關(guān)系，同時(shí)給出了不同溫度區(qū)間的變形溫度和強(qiáng)度關(guān)系。

雖然對(duì)TA10鈦合金的研究逐漸多元化，但工業(yè)生產(chǎn)中對(duì)組織與力學(xué)性能的研究仍是主流趨勢(shì)，本文通過(guò)對(duì)TA10鈦合金進(jìn)行不同溫度的固溶處理，分析不同溫度固溶對(duì)該合金微觀組織的影響，并分析了不同組織對(duì)合金力學(xué)性能的對(duì)應(yīng)關(guān)系。

1 試驗(yàn)材料與方法

本試驗(yàn)選用的材料為新疆湘潤(rùn)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(guò)真空自耗熔煉爐2次熔煉制成鑄錠，隨后經(jīng)鍛造機(jī)多次鍛造而成，制成的TA10鈦合金的具體化學(xué)成分為（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）：0.28%Mo、0.75%Ni、0.06%O、0.072%Fe、Ti余量。通過(guò)連續(xù)升溫金相法測(cè)試該合金的相轉(zhuǎn)變溫度，最終測(cè)定本試驗(yàn)TA10鈦合金的相轉(zhuǎn)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(gòu)成，并有一定數(shù)量的β轉(zhuǎn)變組織，在β轉(zhuǎn)變組織中存在細(xì)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(jìn)行加工，隨后將加工完成的TA10鈦合金進(jìn)行不同溫度的固溶處理，固溶溫度根據(jù)相變點(diǎn)選擇兩相區(qū)與單向區(qū)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(jìn)行維氏硬度測(cè)試（HV5）與拉伸性能測(cè)試，并進(jìn)行金相組織觀察。本試驗(yàn)進(jìn)行固溶處理的設(shè)備為型號(hào)KSL的箱式電阻爐，觀察金相組織的光學(xué)顯微鏡型號(hào)為Axiomatic型金相顯微鏡，測(cè)試維氏硬度的設(shè)備型號(hào)為7MHVS維氏硬度計(jì)，拉伸性能測(cè)試使用型號(hào)為Instron電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 金相組織

經(jīng)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(jīng)固溶處理后，組織發(fā)生較大變化，其中初生α相含量明顯減少，β轉(zhuǎn)變組織含量增加，析出大量次生α'相。當(dāng)固溶溫度為860℃時(shí)，此時(shí)固溶溫度位于兩相區(qū)，合金經(jīng)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(guò)程中，組織中發(fā)生固態(tài)相變，β相會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)閬喎€(wěn)定β基及次生α'相，此時(shí)組織中出現(xiàn)明顯的β轉(zhuǎn)變組織。當(dāng)固溶溫度升至880℃時(shí)，此時(shí)溫度升高，組織的初生α相進(jìn)一步減少，而β轉(zhuǎn)變組織含量繼續(xù)增加，形成更多的次生α'相[7]。固溶溫度位于兩相區(qū)進(jìn)行水冷時(shí)，組織中的α相由2部分構(gòu)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(shí)β相發(fā)生轉(zhuǎn)變而形成的α相。當(dāng)固溶溫度升至900℃時(shí)，此時(shí)溫度已位于單相區(qū)，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(nèi)有大量的次生α'相均勻分布在其中，當(dāng)固溶溫度升至920℃時(shí)，發(fā)現(xiàn)組織形貌與900℃時(shí)類似，均是由大量細(xì)針狀次生α'相構(gòu)成，但次生α'相體積有所增加，這是因?yàn)闇囟壬?，?dǎo)致合金中次生α'相逐漸長(zhǎng)大所致，固溶溫度位于單相區(qū)進(jìn)行水冷時(shí)，因?yàn)榇藭r(shí)組織中初生α相完全溶解，故組織中的α相由單一部分構(gòu)成，均為冷卻時(shí)β相發(fā)生轉(zhuǎn)變而形成的α相[8]。

圖2 經(jīng)不同固溶溫度處理后的金相組織

2.2 維氏硬度

經(jīng)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(jīng)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(jīng)單向區(qū)熱處理后的硬度高于兩相區(qū)。當(dāng)溫度達(dá)到相變點(diǎn)以上后，硬度值變化較少，經(jīng)4種固溶溫度處理后，在固溶溫度為920℃時(shí)，其硬度值達(dá)到最大，最大值為240 HV。

圖3 經(jīng)不同固溶溫度處理后的維氏硬度

當(dāng)固溶溫度為860℃時(shí)，經(jīng)測(cè)得組織中初生α相含量為44%；當(dāng)固溶溫度為880℃時(shí)，經(jīng)測(cè)得組織中初生α相含量為16%，相比于具有六方馬氏體結(jié)構(gòu)的次生α'相而言，初生α相的硬度更低，因?yàn)闇囟壬?，組織中初生α相含量降低，次生α'相含量升高，硬度測(cè)試時(shí)較多的硬度值測(cè)試取自次生α'相，這是硬度升高的主要原因。當(dāng)固溶溫度升到900℃時(shí)，組織中初生α相含量為0，測(cè)試硬度值來(lái)自次生α'相和殘余β相，導(dǎo)致合金硬度進(jìn)一步升高，當(dāng)固溶溫度為920℃時(shí)，組織中次生α'相尺寸增 大，而殘余β相含量減少較小，導(dǎo)致硬度上升較小[9]。

2.3 拉伸性能

經(jīng)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(qiáng)度（Rm）和屈服強(qiáng)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(dāng)溫度達(dá)到單向區(qū)后，塑形性能下降明顯，4種固溶溫度中，當(dāng)溫度為920℃時(shí)，合金強(qiáng)度達(dá)到最大值，其中抗拉強(qiáng)度（Rm）為548 MPa、屈服強(qiáng)度（Rp0.2）為420 MPa，當(dāng)溫度為860℃時(shí)，合金塑形達(dá)到最大值，其斷后延伸率（A）為23%。

圖4 經(jīng)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(guān)研究表明，因?yàn)樵诘容S狀α相內(nèi)部具有較多能開(kāi)動(dòng)的滑移系，當(dāng)合金在進(jìn)行拉伸時(shí)，組織中的滑移會(huì)首先于位向因子最大的等軸α相中開(kāi)動(dòng)，當(dāng)組織中等軸狀α相含量較多時(shí)，拉伸產(chǎn)生的形變會(huì)較快地分散至更多的晶粒內(nèi)，而不會(huì)在少量的α晶粒中開(kāi)動(dòng)導(dǎo)致應(yīng)力集中現(xiàn)象，最后產(chǎn)生開(kāi)裂。因此，當(dāng)固溶溫度為860℃時(shí)，較多的等軸狀α相可以進(jìn)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(dǎo)致塑形不斷降低[10]。

當(dāng)固溶溫度升高，β轉(zhuǎn)變組織含量逐漸增加，同時(shí)其內(nèi)部的次生α'相的尺寸增大增多，這會(huì)增加位錯(cuò)的滑動(dòng)距離，而且次生α'相的內(nèi)部還存在大量的位錯(cuò)，所以當(dāng)次生α'相含量增多時(shí)，導(dǎo)致合金的強(qiáng)度升高。同時(shí)，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(kuò)展的能力，二者相比較，抗裂紋源萌生能力會(huì)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(dāng)合金固溶溫度位于單向區(qū)后，溫度升高材料強(qiáng)度繼續(xù)升高的主要原因。

3 結(jié)論

（1）合金經(jīng)固溶處理后，初生α相含量明顯減少，β轉(zhuǎn)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(qū)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(jīng)單向區(qū)熱處理后的硬度高于兩相區(qū)，在固溶溫度為920℃時(shí)，其硬度值達(dá)到最大值240 HV。

（3）隨著固溶溫度的升高，合金抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)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(dāng)溫度為920℃時(shí)，合金強(qiáng)度達(dá)到最大值，其中抗拉強(qiáng)度為548 MPa、屈服強(qiáng)度為420 MPa；當(dāng)溫度為860℃時(shí)，合金塑形達(dá)到最大值，其斷后延伸率為23%。