钛及钛合金材料凭借其卓越的耐高温、低密度以及比强度高等特性，使其在极端工况和高强度应用场景仍能维持稳定的力学性能，从而确保工程系统的可靠运行和安全性能，能够使其在航空航天领域获得广泛应用,特别是在需要同时满足高强度要求和轻量化设计的结构部件中,钛合金材料已成为不可替代的关键材料[1-2]。TA10钛合金作为典型的近a型钛合金,因其出色的综合性能在多个工业领域得到广泛应用。该合金不仅具有优异的高强度特性，同时还表现出良好的断裂韧性和抗疲劳性能，使其能够有效应对复杂应力环境下的长期服役要求[3-4]。在航空航天领域,TA10钛合金的卓越性能使其成为制造关键承力部件128的理想选择，如发动机压气机盘、涡轮叶片等核心部件5。此外，该合金在海洋工程、化工设备等领域的应用也日益广泛，充分体现了其作为先进结构材料的巨大潜力。
在工程实践中，热处理工艺作为优化钛合金性能的核心技术手段，发挥着至关重要的作用。通过精准调控热处理过程中的温度、时间及冷却速率等关键参数,能够实现对钛合金组织结构的精细调控,这种组织的可控性转变直接反映在材料宏观力学性能的提升上。在众多热处理工艺中，退火处理因其操作简便、效果显著而成为最普遍采用的方法之一。目前针对TA10钛合金的退火工艺研究主要集中在再结晶退火温度和两相区退火温度两个区间[6-8],而对其他温度区间的系统性研究相对匮乏。然而,在实际生产过程中，由于设备运行异常或工艺参数设置不当等因素，可能导致加热温度偏离预定范围，特别是在单相区温度条件下，极易引发晶粒异常长大等组织缺陷，最终造成材料性能劣化甚至失效。
此外,当前针对钛合金组织结构的研究主要集中在微观组织形貌和物相组成分析方面，而对织构特征,特别是织构演变规律的研究相对匮乏。因此,深入系统地探究不同退火温度对TA10钛合金微观组织演化、织构特征以及力学性能的影响机制具有重要的学术价值和工程意义。这一研究不仅能够揭示热处理过程中组织与性能的关联规律，为优化钛合金的热处理工艺参数提供理论指导，还可为实际生产中的工艺参数优化和质量控制提供科学依据。
1、试验方法与材料
本研究选用的试验材料为TA10钛合金板材,其规格为40mm×1000mm×1500mm。通过金相法分析，确定该材料的相变点温度为893℃。采用电感耦合等离子体发射光谱仪(Avio500型)分析得到TA10钛合金的化学成分(质量分数)为:0.299% Mo、0.78% Ni、0.06% O、0.072% Fe、Ti余量。
本研究基于已测得的相变点温度893℃设计退火试验，加热温度分别设定为840、860、880和900℃,在每个温度下保温2h后进行室温冷却(AC),所设置温度范围涵盖了两相区和单相区。采用Hb-2X型高精度箱式电阻炉对合金进行热处理加工。退火完成后，合金经切割加工及制样，以进行组织形貌、物相、晶体结构分析,最后进行室温拉伸性能测试,组织分析及室温拉伸测试方向均为板材轧制方向。组织形貌观察需要经制样处理，主要步骤包括粗磨、细磨和抛光，再使用光学显微镜以及Nava SEM 450场发射扫描电镜进行低倍及高倍组织形貌观察分析。随后利用扫描电镜内置的镜头进行电子背散射衍射(EBSD)测试,以获取材料的晶体取向信息,采用Channel5软件对EBSD数据进行处理和分析，进一步表征材料的微观结构特征。在物相分析方面，使用Empyrean型X射线衍射仪(XRD)进行测试,扫描角度范围为30°至80°。测试完成后，通过JADE软件对衍射数据进行解析，识别材料中的物相组成及其结构特征。合金室温拉伸测试采用INSTRON型万能试验机进行，测试过程按GB/T228.1-2021《金属材料拉伸试验第1部分:室温试验方法》中相关要求进行,拉伸试样形状及尺寸见图1。为确保数据的可靠性，每组拉伸试验均进行3次，并取平均值作为最终结果。在拉伸试验完成后，利用扫描电镜对拉伸试验断口的微观形貌进行观察，以进一步分析材料的断裂机制和性能特征。
2、试验结果分析
2.1组织分析
图2为不同温度退火后TA10钛合金的显微组织。在840℃退火后，合金微观结构呈现出以初生α相(位置A)为主,同时伴有β转变组织(位置B)的典型特征，且在β转变组织中均匀分布着大量细小的针状α相。进一步观察分析，组织中初生α相呈现棒状、块状以及等轴状形貌，组织类型为典型的等轴组织。当退火温度提升至860℃时，初生α相呈现明显的体积降低和含量减少趋势，与此同时，β转变组织则表现出体积增加和含量上升的特征。当退火温度进一步升至880℃时，发现初生α相的体积及含量显著减少的同时，其形貌轴状化程度明显增加，此时组织类型为双态组织。当退火温度达到900℃时，退火温度达到单相区温度，组织类型转变为细片层β转变组织。该条件下形成了显著的粗大β晶粒结构,初生 α相已完全转变消失,取而代之的是大量弥散分布的细长针状 α相析出物。综上所述，随着退火温度的持续上升，微观组织经历了从等轴结构向细片层β转变组织的渐进演变过程，其特征表现为初生α相的持续减少直至完全消失，同时针状α相呈现明显的数量增长趋势。
在TA10钛合金的热处理过程中,其微观组织经历显著的晶体结构重构，其中α相从具有密排六方(HCP)特征的晶体构型逐步演化为体心立方(BCC)结构的β相,这种相变现象与温度上升呈现明显的正相关关系[9]。随着加热温度的持续上升，更多的 α相开始向β相转变，致使组织中β相的含量相应增加，而α相的含量逐渐减少。当温度超过相变点时， α相完全转变为β相,此时合金的组织主要由β相组成, α相完全消失。
在随后冷却过程中,合金中的β相会重新向 α相转变。由于受到冷却速率和相变动力学的限制,β相在转变为 α相时无法充分生长,最终形成弥散分布的细小针状 α相 [10]。这些针状 α相通常优先在晶界或β相内部形核并生长，形成独特的微观结构。当加热温度升至单相区后冷却,发现粗大β晶粒在组织中形成,这一现象主要归因于高温下晶粒长大的动力学过程被激活[11]。在高温条件下，晶界迁移速度显著加快，晶界迁移的激活促进了晶粒的快速长大。因此，单相区加热后的合金组织中往往会出现粗大的β晶粒。
2.2 XRD分析
根据图2的分析结果,退火温度的变化显著影响了TA10钛合金的微观组织形貌。为深入探究退火温度对合金物相的影响，本研究对不同温度退火处理后的TA10钛合金进行XRD分析,图3为合金在不同温度退火后的XRD图谱。由图3可知，退火温度不同的试样中仅检测到α相的特征衍射峰，而未发现他物相的衍射峰。相关研究表明 [12],在加热过程中，
钛合金内部主要发生α→β相变。加热后的冷却阶段,合金内部主要发生3种类型物相转变:β→α相变、β→ α ′相变和β→ α ′′相变 [13−15]。其中,β→ α相变属于扩散型相变，其主要依赖于原子的长程重排和扩散;而β→α'和β→α"相变则属于切变型相变,其通过晶格的协同剪切实现。冷却速率是决定相变类型的关键因素:冷却速率越快，过冷度越大，较大的过冷度会使阻碍β→α相变的扩散过程，从而触发切变反应,最终导致组织发生β→α'相变或β→α"相变;而当冷却速率较慢时，内部原子会扩散充分，组织相变更加平衡，发生β→α相变。
在本研究中,退火处理采用空冷进行冷却,相比于水冷，其产生的过冷度较小，即冷却速率相对较慢。这种冷却条件使得β相中的α稳定元素沿晶界扩散,并促使形貌为针状的次生 α相在β晶粒边界优先形核[16]。因此，随着退火温度从两相区升高至单相区,合金组织中主要相变过程为β→α相,故最终组织中的物相以 α相为主。
2.3织构分析
为了深入研究TA10钛合金在不同温度退火后的织构变化,本研究对其进行了极图表征分析,结果如图4所示。分析表明，当退火温度处于两相区时，合金的{0001}晶面呈现出混合织构特征。然而,随着退火温度升高至单相区，{0001}晶面的织构类型逐渐转变为单一织构特征。此外，在退火温度升高的过程中，织构强度显著增强，从7.52逐步提升至15.14。
经两相区温度退火时，α相和针状次生α相的变形储能释放速率不同，导致部分区域发生再结晶，而其他区域保留原始变形织构,即此时极图中存在混合类型织构。当退火温度升至单相区,合金完全转变为β相。冷却过程中，β相通过扩散型相变，组织中仅生成针状次生α相,故此时极图中存在单一类型织构。此外，较高的退火温度会使晶界迁移能力增强，促使取向不利的晶粒被消耗，优势取向晶粒择优生长，织构趋于单一化[17]。
退火温度升高提供更多热激活能，促进再结晶完成和晶粒长大，单相区退火时，β相晶粒充分长大，相变后晶粒尺寸增大且取向一致性提高，导致织构强度增加[18]。此外，高温下优势取向晶粒通过吞并小角度晶界或非优势晶粒，减少取向分散度，促使晶粒择优生长与取向优化，这也会进一步强化织构。
2.4拉伸性能分析
图5为TA10钛合金经不同温度退火后的室温拉伸性能。随着退火温度的升高，TA10钛合金的强度呈现明显增长:抗拉强度(Rm)由490 MPa增至545 MPa,屈服强度(Rp0.2)从340 MPa上升至415MPa,而塑性持续降低,断后伸长率(A)由20%下降至5%。
在室温拉伸试验中，试样的变形行为受到微观组织中初生α相含量和尺寸的显著影响。初生 α相对材料微观变形行为具有双重调控作用:一方面增强了局部应变的均匀分布特性，另一方面显著改变了滑移带的形貌特征与空间分布模式。初生α相的多晶取向随机分布特性赋予其较高的可滑移面密度和多样化的滑移矢量，这种结构特征为多重滑移系统的协同激活创造有利条件。当合金受到外力作用时，这些滑移系统能够产生协同作用,通过应力分散机制有效缓解局部应力集中现象，从而延缓材料的损伤累积和断裂进程[19]。这种机制导致初生α相含量与合金延展性呈现显著的正相关性，即初生α相比例越高，材料的塑性变形能力越强。然而，随着退火温度的升高，初生α相的含量逐渐减少并最终消失(如图2所示)。这一变化导致滑移系统的激活能力下降，微区变形的均匀性降低，滑移带之间的间距增大，从而削弱了合金的塑性。特别是在高温退火条件下，组织中粗大β晶粒的形成以及次生针状α相的析出进一步限制了滑移的扩展，导致合金的塑性显著下降。
除了初生α相的影响外，针状次生α相对合金力学性能同样会产生重要影响[20]。由图2可知,退火温度升高会使针状次生α相在基体中析出数量显著增加，进而形成大量相界面。而相界面在微观结构中起到了关键作用，其能够有效阻碍晶界的迁移和位错运动，进而显著提升合金抵抗晶界滑移和位错滑移能力。此外,更多的相界面还能提升吸收和分散外部应力的能力，进而延缓塑性变形的进程，增强合金的整体强度。
综上所述，初生α相通过其无序的晶体取向和丰富的滑移系统，显著提升了合金的塑性性能;而针状次生α相则通过形成大量相界面，强化了合金的强度特性。
2.5拉伸断口形貌分析
图6为TA10钛合金经不同温度退火后的断口形貌。图6(a)、6(b)、6(c)为退火温度处于两相区时的断口形貌,发现图6(a)与图6(b)断口表面均匀分布大量韧窝(位置C),其为典型的韧性断裂特征,表明材料在断裂过程中经历了显著的塑性变形。随着退火温度的升高，图6(c)断口形貌中撕裂棱(位置D)的数量逐渐增加，且形貌更加明显，这表明材料的断裂机制逐渐从韧性断裂向混合型断裂转变。当退火温度进一步升高至单相区时(图6d),此时断口表面出现了明显的岩石状形貌，韧窝数量大幅减少，仅在其表面分布着少量浅韧窝。这种形貌特征表明,材料在单相区退火后的断裂机制更倾向于脆性断裂,塑性变形能力显著降低。
韧窝的形成过程实质上是能量吸收和耗散的过程,其尺寸特征与材料的塑性变形能力密切相关[21-22]。韧窝的数量与尺寸和材料的延展性呈现显著的正相关性:较多且尺寸较大的韧窝通常对应于更高的塑性应变能力[23-24]。这是因为较大的韧窝尺寸反映了材料在断裂前经历了更显著的塑性变形;较多的韧窝数量表明材料在断裂过程中吸收了更多的塑性变形能。因此，随退火温度升高，断口中韧窝数量以及尺寸不断减少，合金的塑性不断降低。
进一步观察图6可知，退火温度为单相区时，其组织中形成明显孔洞形貌(位置E)。当退火温度进入单相区后，初生α相的完全消失导致组织协调性显著降低,同时大量析出的针状次生α相在变形过程中表现出截然不同的行为特征:位错在α/β相界面处发生严重塞积，这种界面效应导致微观变形不均匀性加剧，并诱发孔洞的形核与快速扩展，这一现象表现为断裂模式从韧性断裂向脆性断裂的转变[25-26]。
3、结论
1)随着退火温度的升高，TA10钛合金的微观组织发生显著转变，表现为初生α相持续减少并最终消失,针状 α相呈现明显增加;
2)随着退火温度从两相区升高至单相区,合金组织中的主要相变过程为β→α相,最终组织中的物相以 α相为主;
3)当退火温度处于两相区时，合金的{0001}晶面呈现出混合织构特征，随着退火温度升高至单相区,{0001}晶面的织构类型逐渐转变为单一织构特征;
4)随着退火温度的升高，合金力学性能呈现明显变化,抗拉强度由490MPa增至545MPa,屈服强度从340MPa上升至415MPa,断裂伸长率由20%降至5%,在拉伸过程中,断口形貌由韧性断裂特征向脆性断裂特征转变。
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（注，原文标题：退火温度对TA10钛合金组织、织构以及拉伸性能的影响_顾忠明）
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