發布日期：2025-10-25 21:54:06
TC10鈦合金又稱Ti662合金,該合金名義成分為Ti-6Al-6V-2Sn-0.5Cu-0.5Fe,其在工程材料領域被廣泛使用，如海洋、軍工以及化工等領域[1-2]。TC10鈦合金的成分中包含較多的合金元素,這些元素的存在使得該合金可以通過熱處理進行強化，通過調整和優化熱處理工藝,可以顯著提高合金的力學性能[3-4]。因此，對于TC10鈦合金的生產和應用來說，掌握合理的熱處理工藝至關重要。通過熱處理，不僅可以提高合金的力學性能,還可以改善其加工性能和使用壽命。
由于TC10鈦合金的性能十分優異,其在大量領域被廣泛使用，故眾多學者對TC10鈦合金進行了相關研究。如張明玉等[5]研究了雙重退火以及等溫退火工藝對TC10鈦合金微觀組織、拉伸以及斷裂韌性的影響，發現經雙重退火處理后，出現細針狀α相,組織強度隨溫度升高而增強,塑性呈相反趨勢;經等溫退火處理后，等軸α相粗化，出現片狀α相,合金在相變點處強度最大且塑性良好。林來兒等[6]研究了TC10鈦合金在不同退火溫度條件下組織和力學性能演變規律，發現在退火過程中，初生α相減少，β轉變組織增多，達到單相區溫度后，出現三叉狀晶界和β晶粒，次生α相彌散分布，合金強度在900℃時最低，塑性最高;在960℃時強度最大，塑性最小。張鈞等[7]同樣研究了退火溫度對TC10合金顯微組織和拉伸性能的影響,發現隨著退火溫度的升高，合金中的初生α相體積分數逐漸減少，而β相的體積分數逐漸增加，同時β相的晶粒平均面積也隨之增大。
可以發現，當前針對TC10鈦合金的熱處理研究主要集中在退火工藝上，鮮有其他熱處理工藝的研究。此外,關于該合金性能測試多以拉伸性能測試為主,而其他力學性能研究同樣少有報道。鑒于此,本文根據目前現有的研究以及應用現狀，通過設定不同的加熱溫度對合金進行熱處理，隨后對合金進行隨爐冷卻處理，并對冷卻后的合金進行沖擊性能測試，以此研究TC10鈦合金在冷卻過程中的微觀結構變化與沖擊性能變化規律。旨在為相關領域的研究人員提供參考，推動TC10鈦合金在更多領域的應用和發展。
1、試驗材料與方法
采用經過真空自耗電弧爐熔煉以及自由鍛造機塑性加工后的TC10鈦合金棒材(Φ130mm)為試驗材料,加工過程為:鑄錠首先經單相區溫度(1140℃)開坯鍛造，隨后經6~8火次兩相區(890~910℃)鍛造加工，整體變形量超過90%。
采用ICP發射光譜儀對試驗用TC10鈦合金棒材進行化學元素成分測試,結果(質量分數,%)為:6.11 Al、6.13 V、2.11 Sn、0.57 Fe、0.58 Cu、0.15 O、Ti余量。為深入研究TC10鈦合金的熱處理特性,采用連續升溫金相法，測得該合金的相變點溫度為943℃。
針對試驗用TC10鈦合金棒材,根據測定的相變點溫度設定了4個熱處理溫度,分別為900、920、940和960℃。采用型號為PML1/17的高溫馬弗爐在大氣氛圍下加熱，加熱速度為10℃/min，待加熱到設定溫度后，將試樣放入馬弗爐中，在每個溫度下，將試樣加熱保溫2h,然后進行隨爐冷卻至室溫出爐。熱處理完成后，將試樣進行沖擊性能測試以及組織分析。合金的沖擊性能采用CSI-Z290型沖擊試驗機測試,沖擊試樣取自棒材縱向(L向),按照GB/T229-2020《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》加工成10mmx10mmx55mm的沖擊試樣,缺口為U形,缺口深度2mm,進行室溫沖擊測試,每組測試3個平行試樣以確保結果的可靠性。顯微組織分析試樣取自沖擊試樣尾部非變形區，首先對試樣進行粗磨、細磨及拋光等處理，再采用腐蝕液(HF:HNO3:H2O=1:3:6,體積比)進行腐蝕,隨后使用NT-MDT型光學顯微鏡以及AOSVI型掃描電鏡(工作電壓設定為20kV)進行低倍與高倍組織觀察。使用XD-2007型X射線衍射儀(XRD)分析合金的物相,采用Cu靶,掃描范圍設定為30°~80°,掃描速率為4°/min。測試完成后，通過JADE軟件對衍射數據進行解析。最后采用AOSVI掃描電鏡對合金的沖擊斷口微觀形貌進行觀察分析。
2、結果與討論
2.1微觀組織
經過不同溫度隨爐冷卻處理后,TC10鈦合金的微觀組織發生了顯著的變化,相比原始棒材微觀組織形貌,組織中α相的分布、尺寸以及形態均產生顯著改變,具體形貌變化如圖2所示。合金經900℃隨爐冷卻處理后(圖2a),可以觀察到合金微觀組織與原始組織相比產生了明顯變化，此時組織中等軸α相含量(約為75%)明顯增加，組織中除等軸α相外，還存在一定數量的條狀α相(約為25%)。當隨爐冷卻溫度升至920℃后(圖2b),發現此時組織依然以等軸α相為主,但相比于圖2(a),等軸α相含量(約為55%)明顯減少。進一步觀察發現，組織中長條狀的α相含量(約為45%)進一步增加,這表明隨爐冷卻溫度的改變對α相的形態產生了一定影響。當隨爐冷卻溫度進一步升高至940℃(圖2c),組織形貌產生進一步改變，此時組織中等軸α相含量(約為17%)進一步減少,主要由條狀α相(約為83%)構成,且條狀α相尺寸相比圖2(b)也明顯增加。當隨爐冷卻溫度達到960℃后(圖2d),此時的溫度已經超過合金的相變點溫度，達到單相區溫度。因此，合金組織中的等軸α相完全消失,組織主要由大量條狀α相構成,并出現明顯的晶界α相。
在本試驗中，采用隨爐冷卻作為熱處理工藝，合金中原子在緩慢的冷卻過程中有充足時間進行擴散，這為α相的形核以及長大創造了良好的條件，導致冷卻過程中形成條狀α相的尺寸以及含量有所增加，故導致相比于原始組織，合金形貌產生明顯變化。當爐冷溫度較低時(900和920℃)，在加熱過程中，合金組織中的α相與β相中的元素會發生重新分配。在加熱后的隨爐冷卻過程中，由于此時組織中包含一定數量的α相,在冷卻過程中,β相會轉變為新的α相,即新的α相會從組織中析出。這些新析出的α相主要在原有α相界面以及β晶界的位置形核。隨著隨爐冷卻的進行，組織中原有的α相會與這些新析出的α相進行結合,逐漸聚集在一起,形成較大的α相[8-9]。因此,與原始的微觀組織相比,經過隨爐冷卻處理后，合金組織中α相的尺寸會顯著增大。隨著爐冷溫度的升高(940和960℃),觀察到組織中等軸α相含量逐漸減少并消失，而條狀α相含量逐漸增加且尺寸不斷增加。這是因為在加熱溫度升高的過程中，組織中的更多α相發生物相轉變(α相→β相),即α相發生溶解程度增加。這一溶解過程首先是組織中最細小、最薄的α相首先開始溶解,隨后是較厚且尺寸較大的α相發生溶解[10]。由于較高的溫度導致組織中β相含量較多,在隨后的爐冷過程中,導致組織中的α相主要由新析出的條狀α相構成,因此組織中條狀α相含量以及尺寸增加。
2.2物相分析
由圖2可知,TC10鈦合金在不同隨爐冷卻條件下的微觀組織形貌出現明顯變化，為進一步分析組織下的微觀組織形貌出現明顯變化，為進一步分析組織中物相轉換規律，對不同隨爐冷卻條件下的TC10鈦合金進行物相分析，圖3為對應的XRD圖譜。合金在加熱過程中，發生α相向β相轉變，加熱后的冷卻過程中，發生β相向α相轉變。β相在冷卻時通常會轉變為3種物相,分別為α′相、α″相以及α相[11]。其中,β相→α相的轉變是以擴散的形式逐漸轉變而來，該過程相對較慢，需要原子在晶體中的遷移以達到新的平衡位置[12]。而β相→a'相與β相→a"相的轉變則是以切變的形式進行[13],這種轉變方式迅速且伴隨著晶體結構的重新排列。過冷度是影響合金物相轉變的關鍵，當冷卻速率較快時，其會形成較大的過冷度，這使得合金中的β相更傾向于轉變為a'相以及a"相,因為這兩種相在較高的冷卻速率下更容易通過切變方式形成。相反，當冷卻速率較慢時，其會形成較小的過冷度，這使得β相有更多的時間進行擴散型轉變，最終轉變為α相。在本試驗中，合金加熱后的冷卻方式為隨爐冷卻，組織中物相轉變在較慢的冷卻條件下發生β相→α相轉變。故TC10鈦合金經不同的爐冷溫度冷卻處理后，其形成的主要衍射峰為α相以及β相。
此外發現，當合金經不同溫度隨爐冷卻處理后，雖然圖3中并未出現新的衍射峰，但α相與β相的衍射峰強度存在明顯的差異。這一現象主要源于隨爐冷卻溫度的變化，其會顯著影響合金中化學成分的分布情況。在隨爐冷卻溫度不斷升高的過程中，合金原始組織中的β轉變區域中各元素會產生再分配過程[14-15]。在這個過程中，β穩定元素:V、Fe以及Cu的含量不斷降低，而Al元素的含量卻隨之增加。這種元素含量的變化是由于不同隨爐冷卻溫度下原子的擴散速率和遷移能力不同，導致元素在合金組織中的分布發生了改變。具體來說，較低的隨爐冷卻溫度可能使得合金中的原子沒有足夠的能量進行快速擴散，從而使得V元素、Fe元素以及Cu元素含量較高。而在較高的爐冷溫度下，原子獲得了更大的能量，使得它們能夠更快地擴散和遷移，導致了β轉變區域中V元素、Fe元素以及Cu元素減少以及A1元素的增加[16]。這種元素再分配的現象影響了 XRD圖譜中衍射峰的強度。
2.3沖擊性能
TC10鈦合金在不同隨爐冷卻條件下的沖擊性能如圖4所示。發現隨著沖擊吸收能量的增加，合金的沖擊韌性也隨之提高。其中沖擊吸收能量反映了材料在裂紋啟動和擴展過程中的能量消耗情況，體現了材料對裂紋阻礙的能力。沖擊韌性則是衡量材料在沖擊載荷下抵抗變形和破壞的能力，它是沖擊吸收能量與標準斷面積的比值。經過對比不同溫度爐冷處理后合金的沖擊性能，發現隨著隨爐冷卻溫度的升高，合金的沖擊性能逐漸降低。具體來說，合金的隨爐冷卻溫度由900℃升至960℃的過程中，合金沖擊吸收能量由43J降至30J,而沖擊韌性則由53J/cm2降至40J/cm2。
結合圖2分析,當隨爐冷卻溫度較低時(900和920℃),合金組織中等軸α相的含量較高且尺寸較大。由于等軸α相與基體之間的界面結合良好,可以有效地傳遞應力。在受力過程中，應力可以均勻地分布在各等軸α相中,有效避免應力集中發生,故組織的協調性良好，導致更多的能量在裂紋開動過程被吸收，即該階段產生的塑性變形區較大[17]。由于組織中包含大量等軸α相,在裂紋擴展過程中,部分裂紋在擴展過程中會穿過等軸α相,但大量裂紋則是沿著等軸α相的晶界進行擴展。故這種組織結構使得裂紋的擴展路徑更為平順，曲折程度較低，即該過程吸收的能量較少[18]。
當隨爐冷卻溫度較高時(940和960℃),組織中等軸α相含量減少并消失，且有大量細小條狀α相形成。這種組織結構的合金在受到沖擊時，細小條狀α相會使組織增加位錯運動的阻力，容易產生釘扎作用[19-20]。這導致在裂紋開動過程只能產生較小的塑性變形區面積，因而該過程吸收的能量也較少。在隨后的裂紋擴展過程中，由于組織中存在大量細小條狀α相,且等軸α相含量減小并消失,這會使得裂紋擴展路徑變得更加曲折，即更多的能量在這種曲折的擴展路徑中被吸收。
綜上所述,合金在裂紋開動過程中產生的塑性變形區隨著隨爐冷卻溫度的升高而不斷減少，即該過程能量吸收逐漸減少，但更多的能量在裂紋擴展階段被吸收。有研究表明[21-22],雖然沖擊吸收能量由裂紋開動過程中吸收的能量與裂紋擴展過程中吸收的能量二者構成,但前者為主要吸收能量,后者為次要吸收能量，故隨著隨爐冷卻溫度的升高，合金的沖擊性能呈現出不斷減少的趨勢。
2.4沖擊斷口微觀形貌
TC10鈦合金在不同隨爐冷卻條件下的沖擊斷口微觀形貌如圖5所示。合金經較低的溫度隨爐冷卻處理后(900和920℃)，沖擊斷口上觀察到大量尺寸較大的韌窩，并且存在大量的尺寸較小的韌窩分布在大韌窩中，這意味此時的組織容易滿足著裂紋擴展所需韌窩會不斷長大和增多，從而形成大量的韌窩[24-25]。冷卻過程中，合金中形成大量等軸α相。等軸α相能夠改善合金的協調性，在受到沖擊時能夠引發局部塑性變形，形成韌窩的起始點，隨著沖擊力的繼續作用，韌窩會不斷長大和增多，從而形成大量的韌窩[24-25]。
當隨爐冷卻溫度升高后(940℃),沖擊斷口形貌產生一定變化，其出現了明顯的撕裂棱，且韌窩尺寸以及數量有減少趨勢，該現象意味這合金的韌性降低，強度有所增加。當隨爐冷卻溫度升至單相區溫度后(960℃),沖擊斷口形貌出現明顯變化,除撕裂棱更加明顯以及韌窩數量和尺寸更少外,發現斷口中空洞尺寸增加明顯。裂紋擴展過程中，因為組織中存在條狀α相,條狀α相與裂紋尖端相遇后,裂紋擴展過程遭到條狀α相的阻礙,更多的應力集中在組織中產生,導致部分裂紋在擴展過程中會產生偏轉。此時沿著α/β晶界的交界位置進行擴展的裂紋數量增加,在該區域最終產生空洞形貌[26]。
除上述形貌外,發現在沖擊斷口形貌中還存在二次裂紋，二次裂紋是在持續的外力作用下所形成。這些二次裂紋的出現和發展實際上是在協調裂紋的擴展，使得合金在受到沖擊時能夠更好地分散和吸收應力，從而表現出一定的韌性。
3、結論
1)經不同溫度隨爐冷卻處理后，TC10鈦合金組織中的α相形貌、分布以及尺寸均產生較大的變化，隨著隨爐冷卻溫度的升高，組織等軸α相含量逐漸減少并消失、條狀α相含量與尺寸則不斷增加,且出現晶界α相;
2)隨著隨爐冷卻溫度的升高，合金的沖擊性能不斷降低,沖擊吸收能量由43J降至30J,沖擊韌性則由53J/cm2降至40J/cm2;
3)合金經較低的溫度隨爐冷卻處理后，沖擊斷口上觀察到大量尺寸較大的韌窩，并且存在大量的尺寸較小的韌窩分布在大韌窩中，隨爐冷卻溫度升高后，斷口中出現明顯的撕裂棱，且韌窩尺寸以及數量有減少趨勢。
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（注，原文標題：不同隨爐冷卻溫度對TC10鈦合金微觀組織與沖擊性能的影響）