鈦及鈦合金具有比強度高、生物兼容性好、無磁性以及密度小等眾多優(yōu)異性能，使得鈦及鈦合金在生物 工程、化工、海洋工程等多個領(lǐng)域均有十分廣泛的應(yīng)用［1，2］。TA10鈦合金是一種常見的近α型鈦合金， 該合金的名義成分是Ti-0.3Mo-0.8Ni，屬于中等強度鈦合金，其具有良好的耐腐蝕以及優(yōu)異的焊接性能，在 化工領(lǐng)域被廣泛應(yīng)用［3，4］。TA10鈦合金通常需要經(jīng)過熱處理工藝處理后進行使用，不同的熱處理工藝以 及熱處理參數(shù)均會改變合金組織結(jié)構(gòu)，而組織結(jié)構(gòu)的改變則會影響合金的力學(xué)性能。雖然目前對TA10鈦合金 的熱處理工藝研究較多，但大多數(shù)研究均是以固溶時效、退火工藝為主，而對其它的熱處理工藝研究較少， 故本文設(shè)定不同溫度對TA10鈦合金進行加熱處理，隨后進行隨爐冷卻。

通過深入研究爐冷處理，可以填補TA10鈦合金熱處理工藝在這一研究中空白。此外，在實際工程生產(chǎn)中 ，相較于快速冷卻方法，隨爐冷卻更加節(jié)能，因為其不需要額外的冷卻設(shè)備或大量能量來進行快速降溫，故 研究爐冷溫度對TA10鈦合金微觀組織與拉伸性能的影響，即可對TA10鈦合金的進一步應(yīng)用提供理論支持，又 可為該合金在工程生產(chǎn)的熱處理加工做出新的參考。

1、試驗材料與方法

本文選擇試驗材料是直徑為150mm的TA10鈦合金棒材，棒材的具體化學(xué)成分（質(zhì)量分數(shù)，％）為： Mo0.294，Ni0.77，O0.043，F(xiàn)e0.066，Ti余量。測得TA10鈦合金棒材的相轉(zhuǎn)變點為890℃，根據(jù)相轉(zhuǎn)變溫 度，設(shè)定合金加熱溫度分別為840℃、860℃、880℃、900℃，其中分別包含了單相區(qū)溫度與兩相區(qū)溫度。待 合金加熱到設(shè)定溫度后繼續(xù)保溫2hｈ，隨后進行隨爐冷卻（使用FC表示）。

對經(jīng)熱處理后棒材進行微觀組織觀察與室溫拉伸性能測試，其中合金的微觀組織在型號為OlympusPMG3 的光學(xué)顯微鏡下觀察并拍照，室溫拉伸試驗在型號為INSTRON的電子拉伸試驗機測試，拉伸式樣的斷 口微觀形貌觀察使用型號為JSM-6390的掃描電子顯微鏡進行觀察。

2、試驗結(jié)果與分析

2.1　微觀組織形貌

圖1為TA10鈦合金經(jīng)不同爐冷溫度處理后的微觀組織。由圖可知，當爐冷溫度為840℃時，此時組織由大 量的初生α相（位置Ａ）與β轉(zhuǎn)變組織（位置Ｂ）構(gòu)成，β轉(zhuǎn)變組織中包含大量形貌十分細小的次生α相， 大量初生α相相連在一起形成塊狀組織。當爐冷溫度升高至860℃時，組織中初生α相形貌開始逐漸等軸化 ，β轉(zhuǎn)變組織含量減小，次生α相明顯長大，由細小針狀形貌轉(zhuǎn)變?yōu)榘魻钚蚊?。進一步提高爐冷溫度至880 ℃，發(fā)現(xiàn)此時組織中初生α相形貌均以等軸狀為主，并由大量細小棒材的次生α相在基體上均勻分布。當爐 冷溫

度升高至900℃后，由于此時溫度已經(jīng)達到單相區(qū)溫度，故此時組織中的初生α相完全消失，組織中出 現(xiàn)晶界α（位置Ｃ），并有粗大β晶粒出現(xiàn)，在β晶粒內(nèi)部出現(xiàn)大量的α集束，α集束呈現(xiàn)細小條狀，平行 或者交叉分布在β晶粒中。

合金在加熱過程中，組織中發(fā)生α→β相轉(zhuǎn)變，加熱溫度越高，其轉(zhuǎn)變越充分。當溫度升至單相區(qū)后， 組織中α相完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪啵?］。當加熱溫度為兩相區(qū)時，組織中部分α相轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪啵硗庖徊糠植蛔? ，在冷卻過程中發(fā)生β→α相轉(zhuǎn)變，故此時組織中α相由兩部分組成。又因為爐冷的冷卻速率十分緩慢，較 慢的冷卻時間會使組織中新形成的α相充分長大，其會與原始存在的初生α相融為一體［6］，故導(dǎo)致圖1（ ａ）組織中的初生α相為大塊狀。當加熱溫度升高后，組織中原始初生α相含量降低，析出的次生α相增加 ，較高的溫度以及較慢的冷卻速率使得次生α相長大，形成圖1（ｃ）中的棒材形貌。當加熱溫度為單相區(qū) 時，組織中α相完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?，隨后的隨爐冷卻過程中，組織中均是析出的次生α相，在爐冷過程中逐漸 長大，最終形成圖1（ｄ）中的α集束形貌。由此可知，隨著爐冷溫度的不斷升高，合金的組織類型由等軸 組織（圖1（ａ）（ｂ））轉(zhuǎn)變?yōu)殡p態(tài)組織（圖1（ｃ）），當加熱溫度達到單相區(qū)后，組織轉(zhuǎn)變粗片層β轉(zhuǎn) 變組織（圖1（ｄ））。

2.2　拉伸性能

圖2為TA10鈦合金經(jīng)不同爐冷溫度處理后的室溫拉伸性能。由圖可知，隨著爐冷溫度的不斷升高，合金 強度隨之升高，而合金的塑性隨著爐冷溫度的升高而降低。其中，合金的抗拉強度Rm由452MPa升高至511MPa ，屈服強度Rp0.2由348MPa升高至401MPa，合金的斷后伸長率Ａ％由3７％降低至13％。

由圖1可知，爐冷溫度的改變會影響合金的微觀組織形貌，而不同的組織形貌又會對合金拉伸性能起到 不同的作用。相關(guān)文獻指出［7］，微觀組織中初生α相含量會影響合金的力學(xué)性能，初生α相含量越多， 則合金的塑性性能越優(yōu)異，這是由于初生α相的晶體取向為無序分布，試樣在進行拉伸過程中能夠激活組織 中較多的滑移系，使得微觀組織的協(xié)調(diào)性能增加，即塑性更加優(yōu)異，故爐冷溫度在升高過程中，初生α相含 量逐漸減少的同時，合金塑性降低。

而組織中次生α相的含量與形貌是影響合金強度的主要因素［8］，這是由于次生α相的形貌十分細小 ，當試樣在進行拉伸變形時，次生α相阻礙組織中的位錯滑移，導(dǎo)致產(chǎn)生位錯塞積現(xiàn)象，需要施加更大的外 應(yīng)力才能夠使得滑移繼續(xù)進行，故導(dǎo)致合金的強度增加。雖然圖1（ｃ）中的次生α相形貌較圖1（ａ）中更 大，這會導(dǎo)致產(chǎn)生的強化效果降低，但因為圖1（ｃ）中次生α相含量更多，且初生α相含量更少，在二者 綜合作用下，使得其強度更大。結(jié)合圖1與圖2可知，等軸組織強度最小但塑性最佳，粗片層β轉(zhuǎn)變組織的強 度最大塑性較差，雙態(tài)組織具有較為優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。

2.3　拉伸斷口微觀形貌

圖3為TA10鈦合金經(jīng)不同爐冷溫度處理后的室溫拉伸斷口微觀形貌。由圖可知，當爐冷溫度為840℃與 860℃時（圖3（ａ）（ｂ）），此時的斷口微觀形貌均是以大量的韌窩（位置Ｄ）組成，韌窩以等軸狀為主 ，且尺寸較大的韌窩中還包含一定數(shù)量的小韌窩。隨著爐冷溫度升高至880℃時（圖3（ｃ）），發(fā)現(xiàn)此時組 織中的韌窩數(shù)量有所減少，且出現(xiàn)了大量的細小微裂紋。當爐冷溫度升高至900℃時（圖3（ｄ）），此時溫 度已經(jīng)達到單相區(qū)溫度，斷口微觀形貌不再以韌窩形貌為主，而是以巖石狀為主，且在巖石狀形貌表面分布 著大量的細小韌窩，韌窩的尺寸減小且深度較淺，并發(fā)現(xiàn)微裂紋（位置Ｅ）數(shù)量增加，且有十分明顯的撕裂 棱（位置Ｆ）出現(xiàn)。

韌窩是體現(xiàn)合金塑性性能的主要因素之一［9］，當韌窩數(shù)量較多且尺寸較大時，合金塑性性能優(yōu)異， 而當韌窩數(shù)量較小且尺寸減少時，合金塑性性能降低，該現(xiàn)象與圖2中的力學(xué)性能趨勢相一致。而巖石狀形 貌是因為組織中出現(xiàn)粗大β晶粒所致，合金在發(fā)生斷裂的過程中，裂紋會沿著β晶粒的晶界發(fā)生斷裂，最終 形成巖石狀形貌，而微裂紋是由于組織中析出大量次生α相，裂紋擴展在過程中與次生α相相遇時，裂紋擴 展路徑除了向前擴展外，還會向垂直裂紋擴展方向進行延伸，導(dǎo)致微裂紋出現(xiàn)，故撕裂棱與微裂紋的出現(xiàn)均 意味

著合金強度升高。

3、結(jié)論

（1）爐冷溫度會影響組織中初生α相與次生α相的含量，隨著爐冷溫度的不斷升高，初生α相含量降 低，而次生α相含量升高，同時合金的組織類型由等軸組織轉(zhuǎn)變?yōu)殡p態(tài)組織，最后轉(zhuǎn)變粗片層β轉(zhuǎn)變組織。

（2）隨著爐冷溫度的不斷升高，合金強度隨之升高，而合金的塑性隨著爐冷溫度的升高而降低。其中 ，合金的抗拉強度R_m由452MPa升高至511MPa，屈服強度R_p0.2由348MPa升高至401MPa，合金的斷后伸長率Ａ％由37％降低至13％。

（3）爐冷溫度為兩相區(qū)時，拉伸斷口微觀形貌由大量的等軸狀韌窩組成，爐冷溫度為單相區(qū)時，斷口 形貌以巖石狀為主，在爐冷溫度升高過程中，斷口形貌中微裂紋數(shù)量增加，且有撕裂棱出現(xiàn)。

參考文獻

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