引言

鈦及鈦合金因其獨特性能，在諸多工程技術(shù)領(lǐng)域中占據(jù)重要地位。隨著科技的發(fā)展，其應(yīng)用領(lǐng)域還將繼續(xù)拓展 [1-2]。例如，鈦合金的輕量化特性對航空航天工業(yè)至關(guān)重要，用于制造飛機(jī)結(jié)構(gòu)件、發(fā)動機(jī)部件等，以提升飛行性能和燃油效率；在核能和清潔能源領(lǐng)域，鈦合金的耐高溫和耐腐蝕性使其在熱交換器和燃料電池等的制造方面具有應(yīng)用價值；在建筑設(shè)計中，鈦合金可用于制作輕質(zhì)且高強度的結(jié)構(gòu)器件，如高層建筑的支撐結(jié)構(gòu)件 [3-4]。

目前，盡管已有大量科研人員對 TC6 鈦合金熱處理工藝進(jìn)行了相關(guān)研究，但研究方向主要集中于退火工藝和固溶時效 2 種熱處理工藝 [5-7]。雖然這 2 種工藝對改善鈦合金的性能具有顯著效果，但在實際應(yīng)用中，需發(fā)掘更多的熱處理工藝，以滿足更多場景的使用需求。因此，對 TC6 鈦合金開展更全面的熱處理工藝研究非常必要。

本文將 TC6 鈦合金分別加熱至兩相區(qū)和單相區(qū)溫度，保溫后進(jìn)行爐冷處理，旨在研究加熱溫度對爐冷后 TC6 鈦合金顯微組織和拉伸性能的影響，以便更全面地了解 TC6 合金的性能特點，為其工業(yè)應(yīng)用拓展提供依據(jù)。

1、試驗材料與方法

試驗材料為 Φ110 mm 的 TC6 鈦合金試棒，化學(xué)成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù)) 為 6.16% Al、2.54% Mo、1.58% Cr、1.20% Fe、0.16% Si、0.10% O，采用金相法測定該合金的相變溫度為 993 ℃。將試棒分別加熱至 940、960、980 ℃(兩相區(qū)溫度) 及 1000 ℃(單相區(qū)溫度)，保溫 2 h 后進(jìn)行爐冷處理。

加熱和爐冷處理后，采用 OptoLED 光學(xué)顯微鏡和 Phenom Pharos G2 臺式場發(fā)射掃描電子顯微鏡進(jìn)行金相檢驗，利用 GNT-100 萬能拉伸試驗機(jī)進(jìn)行拉伸試驗，檢測試棒的縱向微觀組織和拉伸性能。

2、試驗結(jié)果與分析

2.1 微觀組織

TC6 合金加熱至不同溫度保溫后爐冷的顯微組織如圖 1 所示。經(jīng) 940 ℃爐冷時，合金組織具有典型的等軸組織形貌如圖 1 (a) 所示，組織中包含初生 α 相與次生 α 相，其中初生 α 相以等軸形貌為主，并伴有片狀形貌，次生 α 相則以片狀形貌為主。經(jīng) 960 ℃爐冷的合金為雙態(tài)組織如圖 1 (b) 所示，此時的組織形貌發(fā)生變化，次生 α 相含量增加，初生 α 相含量減少。經(jīng) 980 ℃爐冷的合金同樣為雙態(tài)組織如圖 1 (c) 所示，相較于 960 ℃爐冷的組織，其初生 α 相含量進(jìn)一步降低，而次生 α 相不僅含量增加，尺寸也有所增大。經(jīng) 1000 ℃(單相區(qū)溫度) 爐冷合金的顯微組織如圖 1 (d) 所示，其中存在大量 α 相和粗大 β 相，初生 α 相消失。

由于鈦合金存在相變點，在加熱過程中組織會發(fā)生相變，即 α 相轉(zhuǎn)變?yōu)?β 相。加熱溫度越高，相變越充分，α 相轉(zhuǎn)變?yōu)?β 相的比例越高，組織中 α 相含量隨之減少。當(dāng)合金在單相區(qū)溫度加熱時，組織中的 α 相完全轉(zhuǎn)變?yōu)?β 相 [8]。在加熱結(jié)束后，隨著合金的冷卻，β 相再次發(fā)生轉(zhuǎn)變，生成次生 α 相。這是因為在冷卻過程中，原子活動能力減弱，β 相的原子結(jié)構(gòu)重新排列組合，形成穩(wěn)定的 α 相。此外，加熱溫度和爐冷時間對次生 α 相的形成和生長具有顯著影響，較高的加熱溫度和較長的爐冷時間有助于次生 α 相長大。尤其是在加熱溫度達(dá)到單相區(qū)時，冷卻過程中形成的次生 α 相尺寸較粗大，晶界處也會形成 α 相，最終形成束狀 α 相 [9]。

2.2 織構(gòu)分析

TC6 合金加熱至不同溫度保溫后的爐冷反極圖如圖 2 所示。由圖 2 可知，經(jīng)兩相區(qū)溫度爐冷的合金組織中存在平行于 <10-10> 方向的織構(gòu)如圖 2 (a)~ 圖 2 (c) 所示，且隨著加熱溫度的升高，織構(gòu)密度逐漸增大。經(jīng)單相區(qū)溫度爐冷的合金組織中也存在明顯的織構(gòu)，其與 < 11-20 > 方向平行，如圖 2 (d) 所示。

加熱溫度較低的 TC6 合金晶體通常為隨機(jī)取向，因此織構(gòu)強度較低；加熱溫度較高的合金晶體結(jié)構(gòu)發(fā)生改變，晶體取向也隨之變化，織構(gòu)強度提高。在單相區(qū)溫度加熱的合金晶粒長大速度加快，晶體結(jié)構(gòu)無序化程度增大，從而形成新的織構(gòu) [4]。

2.3 拉伸性能

TC6 鈦合金經(jīng)不同溫度爐冷后的拉伸性能如圖 3 所示，可見合金強度隨著爐冷卻溫度的升高而提高，塑性則逐漸降低，強度與塑性呈現(xiàn)相反的變化趨勢。經(jīng) 940 ℃爐冷時，合金塑性最好，斷后伸長率 A 為26%，斷面收縮率 Z 為4%；經(jīng) 1000 ℃爐冷時，TC6 鈦合金強度最高，抗拉強度Rm為1190MPa，屈服強度Rp0.2為 1050MPa。

當(dāng)爐冷卻溫度較低時，合金微觀組織中初生 α 相含量較高。在拉伸過程中，初生 α 相能夠激活更多的滑移系，且有助于分散應(yīng)力，從而提升合金的整體協(xié)調(diào)性，使合金表現(xiàn)出良好的塑性性能 [10]。當(dāng)隨爐冷卻溫度升高時，合金微觀組織中初生 α 相含量逐漸減少，次生 α 相含量則逐漸增加。初生 α 相含量的減少會導(dǎo)致合金協(xié)調(diào)性下降，進(jìn)而降低合金塑性；當(dāng)初生 α 相完全消失時，組織的協(xié)調(diào)性會大幅降低，塑性明顯下降。次生 α 相在拉伸過程中會阻礙組織中的滑移，導(dǎo)致位錯在組織中堆積，需施加更大的外應(yīng)力才能使位錯滑移，使得合金強度得以提升 [11]。由圖 2、圖 3 可知，隨著爐冷溫度的升高，合金組織中的織構(gòu)發(fā)生明顯變化；隨爐冷卻溫度處于兩相區(qū)時，平行于 < 10-10 > 方向的織構(gòu)會使合金呈現(xiàn)低強度、高塑性的特點，且隨著織構(gòu)密度的增加，該趨勢愈發(fā)明顯；隨爐冷卻溫度處于單相區(qū)時，組織中織構(gòu)平行于 < 11-20 > 方向，此時合金強度較高，但塑性較低。

3、結(jié)論

(1) 隨著爐冷溫度的升高，TC6 鈦合金中初生 α 相含量不斷減少直至消失，次生 α 相含量增加且尺寸增大，最終形成大量 α 集束，并出現(xiàn)晶界 α 相。

(2) 經(jīng)兩相區(qū)溫度爐冷的 TC6 合金組織中，存在平行于 < 10-10 > 方向的織構(gòu)；經(jīng)單相區(qū)溫度爐冷的合金組織中，織構(gòu)平行于 < 11-20 > 方向。

(3) 隨著爐冷溫度的升高，TC6 鈦合金的強度提高、塑性降低，強度與塑性呈現(xiàn)相反的變化趨勢。

參考文獻(xiàn)

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（注，原文標(biāo)題：從不同溫度爐冷的TC6鈦合金的顯微組織和拉伸性能）

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tag標(biāo)簽:顯微組織,TC6鈦合金,爐冷溫度,兩相區(qū),單相區(qū),初生α相,次生α相,拉伸性能,織構(gòu)方向

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