鈦及鈦合金材料憑借其卓越的耐高溫、低密度以及比強度高等特性，使其在極端工況和高強度應用場景仍能維持穩定的力學性能，從而確保工程系統的可靠運行和安全性能，能夠使其在航空航天領域獲得廣泛應用,特別是在需要同時滿足高強度要求和輕量化設計的結構部件中,鈦合金材料已成為不可替代的關鍵材料[1-2]。TA10鈦合金作為典型的近a型鈦合金,因其出色的綜合性能在多個工業領域得到廣泛應用。該合金不僅具有優異的高強度特性，同時還表現出良好的斷裂韌性和抗疲勞性能，使其能夠有效應對復雜應力環境下的長期服役要求[3-4]。在航空航天領域,TA10鈦合金的卓越性能使其成為制造關鍵承力部件128的理想選擇，如發動機壓氣機盤、渦輪葉片等核心部件5。此外，該合金在海洋工程、化工設備等領域的應用也日益廣泛，充分體現了其作為先進結構材料的巨大潛力。
在工程實踐中，熱處理工藝作為優化鈦合金性能的核心技術手段，發揮著至關重要的作用。通過精準調控熱處理過程中的溫度、時間及冷卻速率等關鍵參數,能夠實現對鈦合金組織結構的精細調控,這種組織的可控性轉變直接反映在材料宏觀力學性能的提升上。在眾多熱處理工藝中，退火處理因其操作簡便、效果顯著而成為最普遍采用的方法之一。目前針對TA10鈦合金的退火工藝研究主要集中在再結晶退火溫度和兩相區退火溫度兩個區間[6-8],而對其他溫度區間的系統性研究相對匱乏。然而,在實際生產過程中，由于設備運行異?；蚬に噮翟O置不當等因素，可能導致加熱溫度偏離預定范圍，特別是在單相區溫度條件下，極易引發晶粒異常長大等組織缺陷，最終造成材料性能劣化甚至失效。
此外,當前針對鈦合金組織結構的研究主要集中在微觀組織形貌和物相組成分析方面，而對織構特征,特別是織構演變規律的研究相對匱乏。因此,深入系統地探究不同退火溫度對TA10鈦合金微觀組織演化、織構特征以及力學性能的影響機制具有重要的學術價值和工程意義。這一研究不僅能夠揭示熱處理過程中組織與性能的關聯規律，為優化鈦合金的熱處理工藝參數提供理論指導，還可為實際生產中的工藝參數優化和質量控制提供科學依據。
1、試驗方法與材料
本研究選用的試驗材料為TA10鈦合金板材,其規格為40mm×1000mm×1500mm。通過金相法分析，確定該材料的相變點溫度為893℃。采用電感耦合等離子體發射光譜儀(Avio500型)分析得到TA10鈦合金的化學成分(質量分數)為:0.299% Mo、0.78% Ni、0.06% O、0.072% Fe、Ti余量。
本研究基于已測得的相變點溫度893℃設計退火試驗，加熱溫度分別設定為840、860、880和900℃,在每個溫度下保溫2h后進行室溫冷卻(AC),所設置溫度范圍涵蓋了兩相區和單相區。采用Hb-2X型高精度箱式電阻爐對合金進行熱處理加工。退火完成后，合金經切割加工及制樣，以進行組織形貌、物相、晶體結構分析,最后進行室溫拉伸性能測試,組織分析及室溫拉伸測試方向均為板材軋制方向。組織形貌觀察需要經制樣處理，主要步驟包括粗磨、細磨和拋光，再使用光學顯微鏡以及Nava SEM 450場發射掃描電鏡進行低倍及高倍組織形貌觀察分析。隨后利用掃描電鏡內置的鏡頭進行電子背散射衍射(EBSD)測試,以獲取材料的晶體取向信息,采用Channel5軟件對EBSD數據進行處理和分析，進一步表征材料的微觀結構特征。在物相分析方面，使用Empyrean型X射線衍射儀(XRD)進行測試,掃描角度范圍為30°至80°。測試完成后，通過JADE軟件對衍射數據進行解析，識別材料中的物相組成及其結構特征。合金室溫拉伸測試采用INSTRON型萬能試驗機進行，測試過程按GB/T228.1-2021《金屬材料拉伸試驗第1部分:室溫試驗方法》中相關要求進行,拉伸試樣形狀及尺寸見圖1。為確保數據的可靠性，每組拉伸試驗均進行3次，并取平均值作為最終結果。在拉伸試驗完成后，利用掃描電鏡對拉伸試驗斷口的微觀形貌進行觀察，以進一步分析材料的斷裂機制和性能特征。
2、試驗結果分析
2.1組織分析
圖2為不同溫度退火后TA10鈦合金的顯微組織。在840℃退火后，合金微觀結構呈現出以初生α相(位置A)為主,同時伴有β轉變組織(位置B)的典型特征，且在β轉變組織中均勻分布著大量細小的針狀α相。進一步觀察分析，組織中初生α相呈現棒狀、塊狀以及等軸狀形貌，組織類型為典型的等軸組織。當退火溫度提升至860℃時，初生α相呈現明顯的體積降低和含量減少趨勢，與此同時，β轉變組織則表現出體積增加和含量上升的特征。當退火溫度進一步升至880℃時，發現初生α相的體積及含量顯著減少的同時，其形貌軸狀化程度明顯增加，此時組織類型為雙態組織。當退火溫度達到900℃時，退火溫度達到單相區溫度，組織類型轉變為細片層β轉變組織。該條件下形成了顯著的粗大β晶粒結構,初生 α相已完全轉變消失,取而代之的是大量彌散分布的細長針狀 α相析出物。綜上所述，隨著退火溫度的持續上升，微觀組織經歷了從等軸結構向細片層β轉變組織的漸進演變過程，其特征表現為初生α相的持續減少直至完全消失，同時針狀α相呈現明顯的數量增長趨勢。
在TA10鈦合金的熱處理過程中,其微觀組織經歷顯著的晶體結構重構，其中α相從具有密排六方(HCP)特征的晶體構型逐步演化為體心立方(BCC)結構的β相,這種相變現象與溫度上升呈現明顯的正相關關系[9]。隨著加熱溫度的持續上升，更多的 α相開始向β相轉變，致使組織中β相的含量相應增加，而α相的含量逐漸減少。當溫度超過相變點時， α相完全轉變為β相,此時合金的組織主要由β相組成, α相完全消失。
在隨后冷卻過程中,合金中的β相會重新向 α相轉變。由于受到冷卻速率和相變動力學的限制,β相在轉變為 α相時無法充分生長,最終形成彌散分布的細小針狀 α相 [10]。這些針狀 α相通常優先在晶界或β相內部形核并生長，形成獨特的微觀結構。當加熱溫度升至單相區后冷卻,發現粗大β晶粒在組織中形成,這一現象主要歸因于高溫下晶粒長大的動力學過程被激活[11]。在高溫條件下，晶界遷移速度顯著加快，晶界遷移的激活促進了晶粒的快速長大。因此，單相區加熱后的合金組織中往往會出現粗大的β晶粒。
2.2 XRD分析
根據圖2的分析結果,退火溫度的變化顯著影響了TA10鈦合金的微觀組織形貌。為深入探究退火溫度對合金物相的影響，本研究對不同溫度退火處理后的TA10鈦合金進行XRD分析,圖3為合金在不同溫度退火后的XRD圖譜。由圖3可知，退火溫度不同的試樣中僅檢測到α相的特征衍射峰，而未發現他物相的衍射峰。相關研究表明 [12],在加熱過程中，
鈦合金內部主要發生α→β相變。加熱后的冷卻階段,合金內部主要發生3種類型物相轉變:β→α相變、β→ α ′相變和β→ α ′′相變 [13?15]。其中,β→ α相變屬于擴散型相變，其主要依賴于原子的長程重排和擴散;而β→α'和β→α"相變則屬于切變型相變,其通過晶格的協同剪切實現。冷卻速率是決定相變類型的關鍵因素:冷卻速率越快，過冷度越大，較大的過冷度會使阻礙β→α相變的擴散過程，從而觸發切變反應,最終導致組織發生β→α'相變或β→α"相變;而當冷卻速率較慢時，內部原子會擴散充分，組織相變更加平衡，發生β→α相變。
在本研究中,退火處理采用空冷進行冷卻,相比于水冷，其產生的過冷度較小，即冷卻速率相對較慢。這種冷卻條件使得β相中的α穩定元素沿晶界擴散,并促使形貌為針狀的次生 α相在β晶粒邊界優先形核[16]。因此，隨著退火溫度從兩相區升高至單相區,合金組織中主要相變過程為β→α相,故最終組織中的物相以 α相為主。
2.3織構分析
為了深入研究TA10鈦合金在不同溫度退火后的織構變化,本研究對其進行了極圖表征分析,結果如圖4所示。分析表明，當退火溫度處于兩相區時，合金的{0001}晶面呈現出混合織構特征。然而,隨著退火溫度升高至單相區，{0001}晶面的織構類型逐漸轉變為單一織構特征。此外，在退火溫度升高的過程中，織構強度顯著增強，從7.52逐步提升至15.14。
經兩相區溫度退火時，α相和針狀次生α相的變形儲能釋放速率不同，導致部分區域發生再結晶，而其他區域保留原始變形織構,即此時極圖中存在混合類型織構。當退火溫度升至單相區,合金完全轉變為β相。冷卻過程中，β相通過擴散型相變，組織中僅生成針狀次生α相,故此時極圖中存在單一類型織構。此外，較高的退火溫度會使晶界遷移能力增強，促使取向不利的晶粒被消耗，優勢取向晶粒擇優生長，織構趨于單一化[17]。
退火溫度升高提供更多熱激活能，促進再結晶完成和晶粒長大，單相區退火時，β相晶粒充分長大，相變后晶粒尺寸增大且取向一致性提高，導致織構強度增加[18]。此外，高溫下優勢取向晶粒通過吞并小角度晶界或非優勢晶粒，減少取向分散度，促使晶粒擇優生長與取向優化，這也會進一步強化織構。
2.4拉伸性能分析
圖5為TA10鈦合金經不同溫度退火后的室溫拉伸性能。隨著退火溫度的升高，TA10鈦合金的強度呈現明顯增長:抗拉強度(Rm)由490 MPa增至545 MPa,屈服強度(Rp0.2)從340 MPa上升至415MPa,而塑性持續降低,斷后伸長率(A)由20%下降至5%。
在室溫拉伸試驗中，試樣的變形行為受到微觀組織中初生α相含量和尺寸的顯著影響。初生 α相對材料微觀變形行為具有雙重調控作用:一方面增強了局部應變的均勻分布特性，另一方面顯著改變了滑移帶的形貌特征與空間分布模式。初生α相的多晶取向隨機分布特性賦予其較高的可滑移面密度和多樣化的滑移矢量，這種結構特征為多重滑移系統的協同激活創造有利條件。當合金受到外力作用時，這些滑移系統能夠產生協同作用,通過應力分散機制有效緩解局部應力集中現象，從而延緩材料的損傷累積和斷裂進程[19]。這種機制導致初生α相含量與合金延展性呈現顯著的正相關性，即初生α相比例越高，材料的塑性變形能力越強。然而，隨著退火溫度的升高，初生α相的含量逐漸減少并最終消失(如圖2所示)。這一變化導致滑移系統的激活能力下降，微區變形的均勻性降低，滑移帶之間的間距增大，從而削弱了合金的塑性。特別是在高溫退火條件下，組織中粗大β晶粒的形成以及次生針狀α相的析出進一步限制了滑移的擴展，導致合金的塑性顯著下降。
除了初生α相的影響外，針狀次生α相對合金力學性能同樣會產生重要影響[20]。由圖2可知,退火溫度升高會使針狀次生α相在基體中析出數量顯著增加，進而形成大量相界面。而相界面在微觀結構中起到了關鍵作用，其能夠有效阻礙晶界的遷移和位錯運動，進而顯著提升合金抵抗晶界滑移和位錯滑移能力。此外,更多的相界面還能提升吸收和分散外部應力的能力，進而延緩塑性變形的進程，增強合金的整體強度。
綜上所述，初生α相通過其無序的晶體取向和豐富的滑移系統，顯著提升了合金的塑性性能;而針狀次生α相則通過形成大量相界面，強化了合金的強度特性。
2.5拉伸斷口形貌分析
圖6為TA10鈦合金經不同溫度退火后的斷口形貌。圖6(a)、6(b)、6(c)為退火溫度處于兩相區時的斷口形貌,發現圖6(a)與圖6(b)斷口表面均勻分布大量韌窩(位置C),其為典型的韌性斷裂特征,表明材料在斷裂過程中經歷了顯著的塑性變形。隨著退火溫度的升高，圖6(c)斷口形貌中撕裂棱(位置D)的數量逐漸增加，且形貌更加明顯，這表明材料的斷裂機制逐漸從韌性斷裂向混合型斷裂轉變。當退火溫度進一步升高至單相區時(圖6d),此時斷口表面出現了明顯的巖石狀形貌，韌窩數量大幅減少，僅在其表面分布著少量淺韌窩。這種形貌特征表明,材料在單相區退火后的斷裂機制更傾向于脆性斷裂,塑性變形能力顯著降低。
韌窩的形成過程實質上是能量吸收和耗散的過程,其尺寸特征與材料的塑性變形能力密切相關[21-22]。韌窩的數量與尺寸和材料的延展性呈現顯著的正相關性:較多且尺寸較大的韌窩通常對應于更高的塑性應變能力[23-24]。這是因為較大的韌窩尺寸反映了材料在斷裂前經歷了更顯著的塑性變形;較多的韌窩數量表明材料在斷裂過程中吸收了更多的塑性變形能。因此，隨退火溫度升高，斷口中韌窩數量以及尺寸不斷減少，合金的塑性不斷降低。
進一步觀察圖6可知，退火溫度為單相區時，其組織中形成明顯孔洞形貌(位置E)。當退火溫度進入單相區后，初生α相的完全消失導致組織協調性顯著降低,同時大量析出的針狀次生α相在變形過程中表現出截然不同的行為特征:位錯在α/β相界面處發生嚴重塞積，這種界面效應導致微觀變形不均勻性加劇，并誘發孔洞的形核與快速擴展，這一現象表現為斷裂模式從韌性斷裂向脆性斷裂的轉變[25-26]。
3、結論
1)隨著退火溫度的升高，TA10鈦合金的微觀組織發生顯著轉變，表現為初生α相持續減少并最終消失,針狀 α相呈現明顯增加;
2)隨著退火溫度從兩相區升高至單相區,合金組織中的主要相變過程為β→α相,最終組織中的物相以 α相為主;
3)當退火溫度處于兩相區時，合金的{0001}晶面呈現出混合織構特征，隨著退火溫度升高至單相區,{0001}晶面的織構類型逐漸轉變為單一織構特征;
4)隨著退火溫度的升高，合金力學性能呈現明顯變化,抗拉強度由490MPa增至545MPa,屈服強度從340MPa上升至415MPa,斷裂伸長率由20%降至5%,在拉伸過程中,斷口形貌由韌性斷裂特征向脆性斷裂特征轉變。
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（注，原文標題：退火溫度對TA10鈦合金組織、織構以及拉伸性能的影響_顧忠明）
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