由于钛及钛合金具有耐高温、耐低温、低密度和高比强度等众多优点，在军工、海洋、生物及化工等领域均有广泛应用[1-2]。TA10 钛合金的名义成分为 Ti-0.3Mo-0.8 Ni，属于一种常见的近 α 型钛合金，该合金是美国在 20 世纪所发明，其主要目的是替代高成本的Ti-0.2Pd 合金，该合金除了具有较好的耐腐蚀性外，还具有中等强度的力学性能，其在化工领域、海洋工程和船舶工程等领域均广泛使用，是目前市面上用途最广泛的合金之一[3-4]。

因为该合金的应用领域十分广泛，国内外大量学者对其进行了研究，苏娟华等[5]研究了 TA10钛合金的高温拉伸断裂极限，结果表明：对该合金的断裂极限值影响较大的因素为应变速率和温度，提高变形温度会增加断裂极限值，随着变形温度升高到 1 050 ℃时，断裂极限值可达 1.132；而升高应变速率会导致断裂极限下降，当应变速率为5s^-1时，断裂极限为 0.770。程帅朋等[6]研究了锻造工艺对 TA10 钛合金组织性能的影响，结果表明：增加合金的镦拔次数，会使合金强度先上升后下降；合金的断裂方式为准解理断裂；当合金经退火处理后，经 1 镦 1 拔后获得网篮组织，经 2 镦 2 拔后获得等轴晶组织，经 3 镦 3 拔后，组织变得粗大。

目前，虽然对该合金的研究较多，但鉴于工业生产与实际应用，生产工艺改进仍是增加该合金使用范围与使用前景的主要方法，本文提出一种新的锻造工艺生产TA10钛合金棒材，为该合金的生产应用作出相应参考。

1 、试验材料与方法

本试验选用生产 TA10 钛合金的原材料为海绵钛和Mo-Ni中间合金，为保证生产铸锭成分的均匀性，采用真空自耗熔炼炉进行2次熔炼，随后采用 ICP测试铸锭化学成分，测得 TA10 钛合金铸锭的具体化学成分为（质量分数，%）：0.26% Mo、0.77% Ni、0.04% O、0.076%Fe和Ti余量。采用金相法测得TA10钛合金铸锭的相转变温度为890~895℃。随后根据相转变温度设定加热温度为 820 ℃，随后使用自由锻造机进行 2 镦 2拔后直接制成直径为 150 mm的棒材，其间不采用回火加热。相比于传统锻造工艺，本工艺的加热温度更低，且其间无回火阶段，极大地减少了生产周期及生产成本。

将成品TA10钛合金棒材进行切割，随后在切割好的 TA10 钛合金棒材中整取样并加工成金相试样、硬度试样及拉伸试样，分别测试棒材横向（T向）、纵向（L 向）2 个方向的拉伸性能、维氏硬度（测试条件为HV 5），并同时观察其金相组织。金相组织观察的光学显微镜型号为 Axiomatic，维氏硬度测试设备型号为7MHVS 硬度计，拉伸性能测试使用型号为 INSTRON电子万能试验机，测试项目为抗拉强度（R_m）、屈服强度（Rp_0.2）、断后延伸率（A）和断面收缩率（Z），为保证试验准确性，硬度测试取样 5 点，拉伸性能每次试验测试 3个试样，均最后取平均值，拉伸断口微观形貌使用ZIESS电子扫描显微镜进行观察。

2 、试验结果与讨论

2.1 金相组织

经锻造加工后的TA10合金棒材金相组织如图 1所示。由图 1可知，棒材的组织为典型的等轴组织，金相组织主要由初生 α 相组成，初生 α 相形貌以等轴状为主，同时组织中还包含β转变组织，其位于初生 α相之间，β转变组织包含次生 α相及残余 β相。由图 1还可知，棒材的 T向与 L 向金相略有差异，其中 T向相比于 L 向的组织中，其初生 α 相等轴化程度更高，均匀性更好，而 L 向的组织中，其初生 α 相形貌等轴化较差，有部分较为粗大的初生 α 相。

合金在锻造变形过程中，组织中的初生 α 相及 β相都会发生塑性变形，最终形成等轴状 α 组织，其中 α相的形貌及含量受到变形温度、变形量及合金成分等参数的影响。在锻造过程中，随着合金变形量的不断增加，组织中粗大原始β晶粒受到压应力作用，会被压扁及发生破碎，同时沿着合金变形的流动方向被拉长，并产生扭曲、破碎且顺着变形方向进行排列[7]。当合金的变形达到一定程度时，组织中会形成带状结构，在达到相应条件后，组织中发生再结晶，进而形成等轴状 α 相[8]。

2.2 力学性能

经锻造加工后的 TA10 合金棒材的力学性能如图2所示。由图 2（a）可知，在棒材的拉伸性能方面，其抗拉强度（R_m）和屈服强度（Rp_0.2）均是 T 向较高，其中棒材T向的抗拉强度为 536 MPa，屈服强度为 410 MPa，棒材 L 向的抗拉强度（R_m）为 489 MPa，屈服强度（Rp_0.2）为338 MPa。由图 2（b）可知，在塑性方面，其 T 向与 L 向塑性性能接近，差异较小，其中棒材 T向的断后延伸率（A）为 21 %，断面收缩率（Z）为 35 %，棒材L 向的断后延伸率（A）为 23 %，断面收缩率（Z）为 36 %。

棒材的拉伸性能整体强度较低，而塑性较高，这是因为锻造棒材为等轴组织，形貌以等轴状 α 相为主。由于等轴状 α 相内能进行开动的滑移系较多，棒材试样在进行拉伸时，组织内部会产生滑移，位向因子会在体积最大的等轴 α 相中率先开动，因为等轴组织中包含较多的等轴α相，试样在拉伸时产生的变形能够快速扩散到其余的晶粒中，避免了滑移在个别的α晶粒中开动，进而产生应力集中，导致合金试样发生开裂，最终发生断裂。因为棒材 L 向的组织中存在较为粗大的初生 α相，在拉伸的过程中，组织中粗大的初生 α 相会导致变形不能均匀地分散到其余晶粒中，使其容易发生应力集中，使棒材过早发生屈服现象，最终发生断裂[9-10]。

由图 2（c）可知，棒材 T 向与 L 向的硬度值十分接近，其 T 向硬度值为 210HV，L向硬度值为203HV。因为硬度值的测试与拉伸测试有所区别，硬度测试为组织中α相的性能，因为棒材组织为等轴组织，在进行硬度测试过程，取样位置整体均以初生α相为主，较少点会取自其余组织，导致棒材T向与L 向的硬度值十分接近。

2.3 拉伸断口微观形貌

TA10合金棒材拉伸断口微观形貌如图 3 所示。由图 3可知，棒材 T向与 L 向拉伸断口微观形貌几乎一致，均是以等轴状韧窝为主，其中韧窝形貌与数量是体现合金塑性大小的主要依据，当韧窝数量较多且深时，棒材具有较高的塑性值；当韧性数量较少且浅时，合金具有较低的塑性值。韧窝的产生是由于棒材进行拉伸时，较快的应变速率会使位错在滑移过程中产生应力集中，导致组织中的微孔发生形核，在拉伸不断进行过程中，位错运动受到的排斥力降低，微孔内会有少量位错进入，再次激活位错源，因为棒材在塑性变形的过程中会不断形成新的位错，导致微孔内会连续不断地进入新形成的位错，促使微孔生长，微孔不断地汇聚在断口处，并且留下痕迹，最终形成韧窝[11]。在棒材的断口微观形貌中还发现少量的二次裂纹，这是因为组织中存在β转变组织，棒材在拉伸过程中，位错运动受到阻塞作用，导致位错的运动产生一定偏移所导致，同时在棒材 L 向的断口微观形貌中有较为明显的撕裂棱，撕裂棱的出现代表棒材的强度较大，这与棒材实际拉伸性能一致[12]。

3 、结论

（1）锻造加工后棒材组织为等轴组织，主要由等轴状初生 α相组成，组织中还包含少β转变组织，棒材 T向的初生 α相等轴化程度更高。

（2）棒材的抗拉强度和屈服强度均是 T 向较高，其中棒材 T 向的抗拉强度为 536 MPa，屈服强度为410 MPa，棒材 L 向的抗拉强度为 489 MPa，屈服强度为 338 MPa；在塑性方面，其 T 向与 L 向数值接近，差异较小，其中棒材 T 向的断后延伸率为 21 %，断面收缩率为35 %，棒材L 向的断后延伸率为23 %，断面收缩率为36%，棒材T向与L 向的硬度值十分接近，其T 向硬度值为 210 HV，L 向硬度值为 203 HV。

（3）棒材 T 向与 L 向拉伸断口微观形貌几乎一致，均是以等轴状韧窝为主，在棒材的断口微观形貌中还发现少量的二次裂纹。

参考文献

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