鈦及鈦合金因其獨特的綜合性能已成為現(xiàn)代工業(yè)中不可或缺的重要材料[1]。該材料最顯著的特點是具有優(yōu)異的生物相容性，這一特性使其在生物醫(yī)學(xué)領(lǐng)域成為醫(yī)療植入物的首選材料，臨床應(yīng)用包括人工髖關(guān)節(jié)、牙科修復(fù)體、心血管支架等醫(yī)療器械[2]。在化學(xué)工業(yè)領(lǐng)域，鈦及鈦合金憑借其卓越的耐蝕性能，常被用于制造反應(yīng)釜、熱交換器及管道系統(tǒng)等關(guān)鍵設(shè)備，能夠有效抵抗各種強(qiáng)腐蝕性介質(zhì)的侵蝕[3]。在航空航天領(lǐng)域，鈦及鈦合金以其出色的比強(qiáng)度和耐高溫特性，被廣泛應(yīng)用于飛機(jī)結(jié)構(gòu)件、發(fā)動機(jī)壓氣機(jī)盤及航天器外殼等關(guān)鍵部件的制造，能顯著提升飛行器的各項性能指標(biāo)[4]。TC10鈦合金屬于典型的α+β型高強(qiáng)度鈦合金，其名義化學(xué)成分為Ti-6Al-6V-2Sn-0.5Cu-0.5Fe[5]。該合金通過添加較多的合金元素明顯提升強(qiáng)度，同時保持良好的熱穩(wěn)定性和耐蝕性。基于這些優(yōu)異的性能組合，TC10鈦合金已經(jīng)被成功應(yīng)用于航空發(fā)動機(jī)葉片、艦船耐壓殼體、化工反應(yīng)容器等多個工業(yè)領(lǐng)域[6-7]。

目前針對TC10鈦合金的研究[8-10]雖然數(shù)量較多，但普遍存在研究視角單一的問題。現(xiàn)有文獻(xiàn)大多聚焦于單一工藝環(huán)節(jié)的優(yōu)化，如獨立探討塑性加工參數(shù)或熱處理制度的影響，而缺乏對整個制備流程的系統(tǒng)性研究，難以全面揭示材料性能與多階段工藝之間的內(nèi)在關(guān)聯(lián)。基于當(dāng)前研究現(xiàn)狀及實際工程需求，本文采用全流程研究方法，系統(tǒng)考察TC10鈦合金在鑄態(tài)、軋制態(tài)、固溶態(tài)及固溶時效態(tài)等不同工藝階段的組織演變、織構(gòu)特征及拉伸性能。這種綜合研究方法不僅有助于深入理解TC10鈦合金的性能調(diào)控機(jī)制，還能為材料設(shè)計、工藝優(yōu)化及工程應(yīng)用提供更為全面的理論依據(jù)和實踐指導(dǎo)，對推動TC10鈦合金的應(yīng)用具有重要意義。

1、實驗部分

經(jīng)光譜分析測定，本實驗采用的TC10鈦合金實際化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）為6.13%Al、6.14%V、2.11%Sn、0.62%Fe、0.61%Cu和0.15%O，其余為Ti。通過差示掃描量熱法（DSC）測定，該合金的β相變點為943℃。實驗選取了四種不同狀態(tài)的試樣進(jìn)行對比分析：鑄態(tài)、軋制態(tài)、固溶態(tài)以及固溶時效態(tài)。試樣制備過程如下：首先采用真空自耗電弧熔煉工藝，經(jīng)過三次重熔獲得成分均勻的鑄錠（鑄態(tài)）；軋制試樣為多道次熱加工的30mm厚板材，其初始軋制溫度1150℃，終軋溫度不低于850℃；對軋制試樣進(jìn)行900℃×2h+WC（水冷）固溶處理，獲得固溶態(tài)試樣；再經(jīng)560℃×6h+AC（空冷）時效處理，獲得固溶時效態(tài)試樣。所有熱處理過程均在氬氣保護(hù)下進(jìn)行，以防止試樣表面氧化。

鑄態(tài)試樣的取樣方向為鑄錠縱向，軋制以及熱處理態(tài)試樣的取樣方向為板材軋制方向。采用DK7732型電火花線切割設(shè)備制備標(biāo)準(zhǔn)試樣，為確保試樣表面質(zhì)量，所有切割面均經(jīng)機(jī)械研磨處理。金相試樣依次采用400#至2000#碳化硅砂紙逐級打磨，隨后使用金剛石拋光膏進(jìn)行鏡面拋光處理。組織腐蝕采用現(xiàn)場配制的混合酸溶液（40%HF/65%HNO₃/H₂O體積比1︰2︰5），腐蝕時間控制在10~15s。隨后使用配備圖像分析系統(tǒng)的Axiouert型金相顯微鏡（OM）和JSM-6700F型場發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）觀察微觀組織。

切割試樣采用6%高氯酸+35%正丁醇+59%甲醇（體積分?jǐn)?shù)，高氯酸濃度70%）混合電解液進(jìn)行電解拋光（－25℃，20V），隨后采用上述掃描電子顯微鏡搭載的電子背散射衍射儀（EBSD）分析試樣的織構(gòu)特征，并使用HKLChannel5軟件處理EBSD數(shù)據(jù)。在室溫條件下采用Instron-5985型電子萬能試驗機(jī)進(jìn)行拉伸試驗，設(shè)置位移速度為1mm/min，拉伸試樣具體形狀及尺寸見圖1。拉伸試驗結(jié)束后，使用上述掃描電子顯微鏡對拉伸斷口進(jìn)行形貌觀察。

2、實驗結(jié)果與討論

2.1組織形貌

圖2為TC10鈦合金在不同加工狀態(tài)下的微觀組織。圖2(a)為原始鑄態(tài)組織的微觀形貌，可觀察到明顯的β轉(zhuǎn)變組織特征，主要由粗大的片層狀α相（如圖中A區(qū)所示）構(gòu)成，其呈現(xiàn)典型的魏氏體結(jié)構(gòu)排列。軋制態(tài)組織形貌如圖2(b)所示，該組織呈現(xiàn)出典型的雙態(tài)組織特征，包含等軸狀的初生α相（如圖中B區(qū)所示）和條狀次生α相（如圖中C區(qū)所示），二者均勻分布在基體中。在軋制加工過程中，鑄錠的片層狀α相內(nèi)部會形成大量的高、低角度亞晶界結(jié)構(gòu)；而β相在塑性變形過程中會被擠壓進(jìn)α相的亞晶界區(qū)域。在熱機(jī)械加工作用下，原本的片層狀α相結(jié)構(gòu)逐漸斷裂，最終轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S狀的初生α相。相關(guān)研究[11]表明，片層狀α相的球化轉(zhuǎn)變包含兩個關(guān)鍵階段：首先是α相片層的斷裂過程，隨后是斷裂后的短片段球化過程。而在斷裂階段則存在兩種不同的機(jī)制：一種是通過亞晶界的形成導(dǎo)致斷裂，另一種則是借助剪切變形實現(xiàn)片層分離。當(dāng)發(fā)生剪切變形時，局部區(qū)域會產(chǎn)生明顯的剪切帶。若此過程形成大角度α/α晶界，則會導(dǎo)致顯微組織出現(xiàn)彎曲變形；若直接形成α/β相界面，則會造成片層狀α相的完全分離。此外，在α/α和α/β相界面處，亞晶形成和剪切變形的共同作用會產(chǎn)生界面溝槽，持續(xù)的塑性變形會進(jìn)一步加速β相向α晶界的滲透，從而顯著促進(jìn)組織的球化進(jìn)程[12-13]。

圖2(c)為軋制態(tài)合金經(jīng)過固溶處理后的顯微組織。觀察發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過高溫固溶處理后，軋制組織中的條狀次生α相大量溶解，而等軸狀的初生α相仍保持原有形貌。這一現(xiàn)象是由于加熱過程中α相向β相轉(zhuǎn)變，尺寸較小且厚度較薄的α相優(yōu)先發(fā)生相變?nèi)芙鈁14]。由于本實驗采用的加熱溫度處于α+β兩相區(qū)范圍，初生α相的形貌和尺寸基本保持穩(wěn)定。隨后進(jìn)行的水冷處理促使高自由能的β相向α相轉(zhuǎn)變，在組織中形成了細(xì)小的α'相（如圖中D區(qū)所示），從而降低系統(tǒng)整體自由能。圖2(d)為合金經(jīng)過固溶時效處理后的顯微組織。與單一固溶處理相比，固溶時效態(tài)的初生α相形貌和尺寸無明顯變化，但組織中析出了大量針狀次生α相（如圖中E區(qū)所示）。這是由于固溶處理后快速冷卻形成的亞穩(wěn)相（α'相及亞穩(wěn)定β相）在時效過程中發(fā)生分解，最終轉(zhuǎn)變?yōu)榉�(wěn)定的細(xì)小針狀次生α相[15]。

2.2織構(gòu)特征

圖3為TC10鈦合金在不同加工狀態(tài)下的極圖。由圖3(a)可知，鑄態(tài)組織為隨機(jī)織構(gòu)，無明顯強(qiáng)織構(gòu)形成。這是因為鑄錠組織的晶粒通常較大，取向在凝固過程中受熱流和凝固前沿影響，即晶粒在熔體凝固過程中形核并長大，初始取向受形核位置和熱流方向影響，具有一定的隨機(jī)性，故極圖表現(xiàn)為弱織構(gòu)，取向分布相對隨機(jī)[16]。

由圖3(b)可知，鑄態(tài)合金經(jīng)軋制加工后，極圖呈現(xiàn)出T型織構(gòu)特征，即形成取向集中。這是因為在外力作用下，組織中晶粒通過滑移以及孿生發(fā)生塑性變形，為使塑性變形協(xié)調(diào)進(jìn)行，晶粒會轉(zhuǎn)動到有利于主要滑移系開動的取向。大量晶粒向少數(shù)幾個有利取向轉(zhuǎn)動，導(dǎo)致這些取向在統(tǒng)計上占優(yōu)，形成變形織構(gòu)。此外，由于塑性變形過程中產(chǎn)生大量位錯，形成位錯胞或亞結(jié)構(gòu)，這些缺陷結(jié)構(gòu)也具有一定的取向性[17]。

由圖3(c)可知，軋制合金經(jīng)固溶處理后，組織中織構(gòu)類型未產(chǎn)生明顯改變，仍為T型織構(gòu)，但織構(gòu)強(qiáng)度較軋制加工后有所降低，其強(qiáng)度由8.70降低至6.09。這是因為在固溶處理過程中，加熱提供能量，使形變儲存能（主要是形式為位錯）成為變形組織演化的驅(qū)動力：位錯發(fā)生重排并形成亞晶，進(jìn)而弱化變形織構(gòu)[18]。此外，較高的溫度使變形組織發(fā)生再結(jié)晶，在此過程中，盡管部分變形組織得以保留，但新形成的再結(jié)晶晶粒通常具有隨機(jī)取向，其織構(gòu)強(qiáng)度遠(yuǎn)低于變形織構(gòu)，從而導(dǎo)致整體織構(gòu)弱化。

由圖3(d)可知，固溶合金再經(jīng)時效處理后，主織構(gòu)基本與固溶態(tài)一致，且織構(gòu)強(qiáng)度未產(chǎn)生明顯變化。這是因為時效過程中細(xì)小針狀次生α相的析出是擴(kuò)散型相變，主要發(fā)生在基體內(nèi)部或晶界，不改變基體的晶體學(xué)取向和晶粒形狀。雖然時效析出的針狀次生α相與基體遵循Burgers晶體學(xué)取向關(guān)系[19]，但其自身仍會形成特定的織構(gòu)。然而，由于該相尺寸細(xì)小且彌散分布，對整體織構(gòu)的貢獻(xiàn)通常很小，難以在常規(guī)極圖上清晰分辨。

2.3拉伸性能

圖4為TC10鈦合金在不同加工狀態(tài)下的拉伸性能測試結(jié)果。由圖可見，合金的拉伸性能隨處理工藝不同呈現(xiàn)顯著差異。其中，鑄態(tài)合金表現(xiàn)出最差的綜合力學(xué)性能，尤其是塑性指標(biāo)明顯偏低，其斷后伸長率（A）僅為2%。合金經(jīng)過固溶時效處理后展現(xiàn)出最優(yōu)異的綜合力學(xué)性能，其抗拉強(qiáng)度（Rm）達(dá)到1350MPa，屈服強(qiáng)度（Rp0.2）為1215MPa，顯著高于其他加工狀態(tài)。

在鑄態(tài)組織中，粗大的晶粒結(jié)構(gòu)會顯著影響合金的力學(xué)性能。由于晶界是位錯運(yùn)動和再結(jié)晶過程的主要區(qū)域，過大的晶粒尺寸會導(dǎo)致參與變形的晶界總長度增加，位錯遷移路徑變長，從而降低晶界活動性，最終造成合金塑性大幅度下降[20]。相比之下，經(jīng)過軋制加工的合金組織呈現(xiàn)明顯的晶粒細(xì)化現(xiàn)象，這種微觀結(jié)構(gòu)的改變能夠有效提升材料強(qiáng)度。其強(qiáng)化機(jī)制主要源于細(xì)小的晶粒會產(chǎn)生更多的晶界，這些界面區(qū)域聚集了大量位錯，能夠阻礙晶粒間的相對滑移，增強(qiáng)組織抵抗變形的能力[21]。相關(guān)研究[22]還發(fā)現(xiàn)，初生α相的體積分?jǐn)?shù)以及形貌對合金的拉伸性能具有決定性影響。合金由鑄態(tài)向軋制態(tài)轉(zhuǎn)變的過程中，組織中α相從不規(guī)則的長條狀（片層狀）轉(zhuǎn)變?yōu)榍驙睿ǖ容S狀）形貌時，合金的塑性會得到顯著改善。這是由于在相同外應(yīng)力條件下，長條狀α相會縮小組織的有效片層間距，導(dǎo)致應(yīng)力集中，塑性變形過程易形成更多的微孔洞，破壞組織的變形協(xié)調(diào)性。而球狀α相則能有效避免這種缺陷，因此軋制后具有球狀初生α相的組織表現(xiàn)出更優(yōu)異的塑性。

合金經(jīng)過固溶處理后，顯微組織中的初生α相基本保持穩(wěn)定，但軋制態(tài)組織內(nèi)的細(xì)小條狀α相大量溶解，同時析出大量細(xì)小的α'相。由于α'相尺寸更為細(xì)小，其強(qiáng)化效果更為顯著，因此合金的強(qiáng)度較軋制態(tài)明顯提高。經(jīng)時效處理后，α'相逐漸分解并析出大量細(xì)小的針狀次生α相，在晶粒內(nèi)部形成彌散強(qiáng)化結(jié)構(gòu)。在變形過程中，針狀次生α相會阻礙位錯運(yùn)動，導(dǎo)致位錯在晶粒內(nèi)部不斷堆積[23]。隨著塑性變形的持續(xù)進(jìn)行，晶粒內(nèi)部的位錯密度持續(xù)上升，位錯間的相互作用不斷增強(qiáng)，這種微觀結(jié)構(gòu)變化使得合金難以形成連續(xù)的滑移面，進(jìn)而起到強(qiáng)化效果。但這種強(qiáng)化機(jī)制在顯著提升合金強(qiáng)度的同時會降低合金部分塑性變形能力，導(dǎo)致固溶時效態(tài)合金塑性較固溶態(tài)略有降低。

從織構(gòu)角度分析，合金經(jīng)軋制后形成的T型織構(gòu)意味著晶粒取向從鑄態(tài)的隨機(jī)分布變?yōu)閾駜?yōu)排列，這一轉(zhuǎn)變同時提升了合金的強(qiáng)度與塑性。其強(qiáng)度提高主要源于軋制帶來的晶粒細(xì)化，而塑性的提升除組織形貌改變外，組織中形成的織構(gòu)會使眾多晶粒具有相近的取向，在變形時能更均勻地協(xié)調(diào)變形，有效減少局部應(yīng)力集中，并促進(jìn)更多滑移系同時開動，從而推遲裂紋萌生，使合金在斷裂前能承受更大的塑性變形。當(dāng)軋制態(tài)合金再經(jīng)固溶以及時效處理后，織構(gòu)類型不變，但織構(gòu)強(qiáng)度有所降低。盡管織構(gòu)類型未改變，但織構(gòu)強(qiáng)度的降低意味著合金中的晶粒分布更加均勻。這種變化使得合金在受力時能夠更好地分散應(yīng)力，減少應(yīng)力集中，從而提高合金的強(qiáng)度。

2.4拉伸斷口形貌

圖5為TC10鈦合金在不同加工狀態(tài)下的拉伸斷口形貌。從圖5(a)中可以觀察到，鑄態(tài)合金的斷口呈現(xiàn)典型的脆性斷裂特征，表現(xiàn)為明顯的巖石狀形貌。這種斷裂形貌的形成機(jī)制與粗晶組織的變形特性密切相關(guān)。在拉伸載荷作用下，晶界為阻礙位錯運(yùn)動和塑性變形傳遞的主要障礙，變形過程中產(chǎn)生的位錯和應(yīng)變難以在晶粒間有效傳遞，導(dǎo)致應(yīng)變能主要集中于晶界區(qū)域。這種應(yīng)變局域化現(xiàn)象引發(fā)晶界處的應(yīng)力集中，促使裂紋優(yōu)先沿晶界快速擴(kuò)展，致使合金發(fā)生脆性斷裂[24]。粗大晶粒組織中的晶界總面積相對較小，應(yīng)力集中更為顯著，同時也更容易偏聚雜質(zhì)和脆性相而弱化。因此，在斷裂過程中，裂紋優(yōu)先沿這些弱化的晶界擴(kuò)展，形成沿晶斷裂，其宏觀斷口表現(xiàn)為粗大的巖石狀形貌。

除鑄態(tài)合金外，軋制態(tài)、固溶態(tài)以及固溶時效態(tài)合金的拉伸斷口均呈現(xiàn)出相似的微觀特征，如圖5(b~d)所示，主要表現(xiàn)為典型的等軸韌窩結(jié)構(gòu)（如圖5(b)中F區(qū)域所示），這種形貌特征表明合金發(fā)生了韌性斷裂。研究[25]表明，當(dāng)初生α相含量較高時，合金表現(xiàn)出更優(yōu)異的塑性變形能力。在拉伸過程中，這些初生α相能夠有效吸收并均勻分布應(yīng)變能，顯著降低局部應(yīng)變和應(yīng)力集中程度。這種應(yīng)變調(diào)節(jié)機(jī)制使合金在斷裂過程中形成更密集的韌窩結(jié)構(gòu)，這些微孔洞通過協(xié)調(diào)塑性變形，顯著提高了合金的塑性。隨著組織中初生α相含量的增加，斷口表面的韌窩數(shù)量也增多，宏觀上體現(xiàn)為合金具有良好的塑性變形能力。軋制態(tài)、固溶態(tài)及固溶時效態(tài)合金中包含的初生α相使其表現(xiàn)出較好的塑性，拉伸斷口均為等軸韌窩狀韌性斷裂特征。

3、結(jié)論

1）TC10鈦合金鑄態(tài)組織表現(xiàn)為典型的β轉(zhuǎn)變結(jié)構(gòu)，主要由片層狀α相組成；經(jīng)軋制加工后轉(zhuǎn)變?yōu)殡p態(tài)組織，等軸初生α相和條狀次生α相均勻分布于基體中；固溶處理促使條狀α相溶解，同時保留等軸初生α相；而時效處理則在保持初生α相形貌的基礎(chǔ)上，析出大量針狀次生α相。

2）TC10鈦合金鑄態(tài)組織具備隨機(jī)織構(gòu)，無明顯強(qiáng)織構(gòu)形成；經(jīng)軋制加工后，合金在極圖上呈現(xiàn)出明顯的T型織構(gòu)特征；固溶態(tài)組織中織構(gòu)類型未產(chǎn)生明顯改變，仍為T型織構(gòu)，但織構(gòu)強(qiáng)度由8.70降低至6.09；固溶時效態(tài)合金的織構(gòu)類型與固溶態(tài)一致，且織構(gòu)強(qiáng)度未產(chǎn)生明顯變化。

3）TC10鈦合金鑄態(tài)試樣表現(xiàn)出最差的綜合力學(xué)性能，尤其塑性偏差；相比之下，固溶時效態(tài)合金展現(xiàn)出最高的強(qiáng)度，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別達(dá)到1350MPa和1215MPa。4）TC10鈦合金鑄態(tài)試樣拉伸斷口呈現(xiàn)典型的脆性斷裂特征，表現(xiàn)為明顯的巖石狀形貌；而經(jīng)過塑性變形的軋制態(tài)、固溶態(tài)及固溶時效態(tài)試樣均表現(xiàn)出以等軸韌窩為主的韌性斷裂特征。

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（注，原文標(biāo)題：不同加工狀態(tài)下TC10鈦合金組織、織構(gòu)與拉伸性能的研究）

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tag標(biāo)簽:TC10鈦合金,全流程工藝,鑄態(tài),軋制態(tài)

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