由于鈦及鈦合金具有耐高溫、耐低溫、低密度和高比強度等眾多優點，在軍工、海洋、生物及化工等領域均 有廣泛應用[1-2]。TA10鈦合金的名義成分為Ti-0.3Mo-0.8Ni，屬于一種常見的近α型鈦合金，該合金是美 國在20世紀所發明，其主要目的是替代高成本的Ti-0.2Pd合金，該合金除了具有較好的耐腐蝕性外，還具有 中等強度的力學性能，其在化工領域、海洋工程和船舶工程等領域均廣泛使用，是目前市面上用途最廣泛的 合金之一[3-4]。

因為該合金的應用領域十分廣泛，國內外大量學者對其進行了研究，蘇娟華等[5]研究了TA10鈦合金的高溫 拉伸斷裂極限，結果表明：對該合金的斷裂極限值影響較大的因素為應變速率和溫度，提高變形溫度會增加 斷裂極限值，隨著變形溫度升高到1050℃時，斷裂極限值可達1.132；而升高應變速率會導致斷裂極限下降 ，當應變速率為5s-1時，斷裂極限為0.770。程帥朋等[6]研究了鍛造工藝對TA10鈦合金組織性能的影響，結 果表明：增加合金的鐓拔次數，會使合金強度先上升后下降；合金的斷裂方式為準解理斷裂；當合金經退火 處理后，經1鐓1拔后獲得網籃組織，經2鐓2拔后獲得等軸晶組織，經3鐓3拔后，組織變得粗大。

目前，雖然對該合金的研究較多，但鑒于工業生產與實際應用，生產工藝改進仍是增加該合金使用范圍與使 用前景的主要方法，本文提出一種新的鍛造工藝生產TA10鈦合金棒材，為該合金的生產應用作出相應參考。

1、試驗材料與方法

本試驗選用生產TA10鈦合金的原材料為海綿鈦和Mo-Ni中間合金，為保證生產鑄錠成分的均勻性，采用真空 自耗熔煉爐進行2次熔煉，隨后采用ICP測試鑄錠化學成分，測得TA10鈦合金鑄錠的具體化學成分為（質量分 數，%）：0.26%Mo、0.77%Ni、0.04%O、0.076%Fe和Ti余量。采用金相法測得TA10鈦合金鑄錠的相轉變溫度 為890~895℃。隨后根據相轉變溫度設定加熱溫度為820℃，隨后使用自由鍛造機進行2鐓2拔后直接制成直徑 為150mm的棒材，其間不采用回火加熱。相比于傳統鍛造工藝，本工藝的加熱溫度更低，且其間無回火階段 ，極大地減少了生產周期及生產成本。

將成品TA10鈦合金棒材進行切割，隨后在切割好的TA10鈦合金棒材中整取樣并加工成金相試樣、硬度試樣及 拉伸試樣，分別測試棒材橫向（T向）、縱向（L向）2個方向的拉伸性能、維氏硬度（測試條件為HV5），并 同時觀察其金相組織。金相組織觀察的光學顯微鏡型號為Axiomatic，維氏硬度測試設備型號為7MHVS硬度計 ，拉伸性能測試使用型號為INSTRON電子萬能試驗機，測試項目為抗拉強度（Rm）、屈服強度（Rp0.2）、斷 后延伸率（A）和斷面收縮率（Z），為保證試驗準確性，硬度測試取樣5點，拉伸性能每次試驗測試3個試樣 ，均最后取平均值，拉伸斷口微觀形貌使用ZIESS電子掃描顯微鏡進行觀察。

2、試驗結果與討論

2.1金相組織

經鍛造加工后的TA10合金棒材金相組織如圖1所示。由圖1可知，棒材的組織為典型的等軸組織，金相組織主 要由初生α相組成，初生α相形貌以等軸狀為主，同時組織中還包含β轉變組織，其位于初生α相之間，β 轉變組織包含次生α相及殘余β相。由圖1還可知，棒材的T向與L向金相略有差異，其中T向相比于L向的組 織中，其初生α相等軸化程度更高，均勻性更好，而L向的組織中，其初生α相形貌等軸化較差，有部分較 為粗大的初生α相。

合金在鍛造變形過程中，組織中的初生α相及β相都會發生塑性變形，最終形成等軸狀α組織，其中α相的 形貌及含量受到變形溫度、變形量及合金成分等參數的影響。在鍛造過程中，隨著合金變形量的不斷增加， 組織中粗大原始β晶粒受到壓應力作用，會被壓扁及發生破碎，同時沿著合金變形的流動方向被拉長，并產 生扭曲、破碎且順著變形方向進行排列[7]。當合金的變形達到一定程度時，組織中會形成帶狀結構，在達 到相應條件后，組織中發生再結晶，進而形成等軸狀α相[8]。

2.2力學性能

經鍛造加工后的TA10合金棒材的力學性能如圖2所示。由圖2（a）可知，在棒材的拉伸性能方面，其抗拉強 度（Rm）和屈服強度（Rp0.2）均是T向較高，其中棒材T向的抗拉強度為536MPa，屈服強度為410MPa，棒材L 向的抗拉強度（Rm）為489MPa，屈服強度（Rp0.2）為338MPa。由圖2（b）可知，在塑性方面，其T向與L向 塑性性能接近，差異較小，其中棒材T向的斷后延伸率（A）為21%，斷面收縮率（Z）為35%，棒材L向的斷后 延伸率（A）為23%，斷面收縮率（Z）為36%。

棒材的拉伸性能整體強度較低，而塑性較高，這是因為鍛造棒材為等軸組織，形貌以等軸狀α相為主。由于 等軸狀α相內能進行開動的滑移系較多，棒材試樣在進行拉伸時，組織內部會產生滑移，位向因子會在體積 最大的等軸α相中率先開動，因為等軸組織中包含較多的等軸α相，試樣在拉伸時產生的變形能夠快速擴散 到其余的晶粒中，避免了滑移在個別的α晶粒中開動，進而產生應力集中，導致合金試樣發生開裂，最終發 生斷裂。因為棒材L向的組織中存在較為粗大的初生α相，在拉伸的過程中，組織中粗大的初生α相會導致 變形不能均勻地分散到其余晶粒中，使其容易發生應力集中，使棒材過早發生屈服現象，最終發生斷裂[9- 10]。

由圖2（c）可知，棒材T向與L向的硬度值十分接近，其T向硬度值為210HV，L向硬度值為203HV。因為硬度值 的測試與拉伸測試有所區別，硬度測試為組織中α相的性能，因為棒材組織為等軸組織，在進行硬度測試過 程，取樣位置整體均以初生α相為主，較少點會取自其余組織，導致棒材T向與L向的硬度值十分接近。

2.3拉伸斷口微觀形貌

TA10合金棒材拉伸斷口微觀形貌如圖3所示。由圖3可知，棒材T向與L向拉伸斷口微觀形貌幾乎一致，均是以 等軸狀韌窩為主，其中韌窩形貌與數量是體現合金塑性大小的主要依據，當韌窩數量較多且深時，棒材具有 較高的塑性值；當韌性數量較少且淺時，合金具有較低的塑性值。韌窩的產生是由于棒材進行拉伸時，較快 的應變速率會使位錯在滑移過程中產生應力集中，導致組織中的微孔發生形核，在拉伸不斷進行過程中，位 錯運動受到的排斥力降低，微孔內會有少量位錯進入，再次激活位錯源，因為棒材在塑性變形的過程中會不 斷形成新的位錯，導致微孔內會連續不斷地進入新形成的位錯，促使微孔生長，微孔不斷地匯聚在斷口處， 并且留下痕跡，最終形成韌窩[11]。在棒材的斷口微觀形貌中還發現少量的二次裂紋，這是因為組織中存在 β轉變組織，棒材在拉伸過程中，位錯運動受到阻塞作用，導致位錯的運動產生一定偏移所導致，同時在棒 材L向的斷口微觀形貌中有較為明顯的撕裂棱，撕裂棱的出現代表棒材的強度較大，這與棒材實際拉伸性能 一致[12]。

3、結論

（1）鍛造加工后棒材組織為等軸組織，主要由等軸狀初生α相組成，組織中還包含少β轉變組織，棒材T向 的初生α相等軸化程度更高。

（2）棒材的抗拉強度和屈服強度均是T向較高，其中棒材T向的抗拉強度為536MPa，屈服強度為410MPa，棒 材L向的抗拉強度為489MPa，屈服強度為338MPa；在塑性方面，其T向與L向數值接近，差異較小，其中棒材T 向的斷后延伸率為21%，斷面收縮率為35%，棒材L向的斷后延伸率為23%，斷面收縮率為36%，棒材T向與L向 的硬度值十分接近，其T向硬度值為210HV，L向硬度值為203HV。

（3）棒材T向與L向拉伸斷口微觀形貌幾乎一致，均是以等軸狀韌窩為主，在棒材的斷口微觀形貌中還發現 少量的二次裂紋。

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