TB6（名義成分為 Ti-10V-2Fe-3Al）鈦合金是一種近β型高強(qiáng)高韌鈦合金，具有比強(qiáng)度高、斷裂韌性及淬透性好、各向異性低、鍛造溫度低和抗應(yīng)力腐蝕能力強(qiáng)等優(yōu)點(diǎn)，可滿足損傷容限設(shè)計和結(jié)構(gòu)效率高、可靠性高、制造成本低的需求，適用于制作一些高強(qiáng)度鍛件，尤其是等溫或熱鍛件，如飛機(jī)機(jī)身、起落架、前起落架操縱機(jī)構(gòu)和較大的襟翼導(dǎo)軌等部件，具有廣闊的應(yīng)用前景 [1-4] 。

已有研究表明，TB6 鈦合金經(jīng)熱處理后在得到 4%~10%延伸率的情況下可以獲得1100~1400 MPa 的強(qiáng)度，合金具有相變過程的多樣性，因此熱處理工藝對合金組織及性能的影響非常大 [5] 。固溶時效作為鈦合金強(qiáng)化的一種典型的熱處理方法，其原理就是通過固溶處理使可溶組分完全溶入到固溶體中，淬火后形成過冷亞穩(wěn)β相，在隨后的時效過程中這種亞穩(wěn)β相會發(fā)生分解析出彌散的第二相引起強(qiáng)化。王曉燕等 [6] 研究了初生及次生α相對 Ti-1023合金拉伸性能和斷裂韌性的影響，結(jié)果表明：在固溶條件下，α_p 相體積分?jǐn)?shù)減少，材料強(qiáng)度降低。在固溶時效條件下，α_p 相體積分?jǐn)?shù)減少，材料強(qiáng)度和斷裂韌性升高；時效過程析出的α_s相可明顯影響材料的力學(xué)性能；減少 α_p 的體積分?jǐn)?shù)，控制合適的 α_s相數(shù)量和尺寸并盡可能減少連續(xù)晶界α相和尺寸，可以獲得較高的強(qiáng)塑性匹配。鹿超龍等 [7] 研究了固溶時效處理對 TB6 鈦合金組織的影響，結(jié)果表明：TB6 鈦合金在相變點(diǎn)以下固溶處理，溫度越高，α相溶解越徹底，α"相含量越多；固溶處理溫度高于相變點(diǎn)溫度時，隨著溫度的升高，α"相數(shù)量減少，顯微組織幾乎全為β相且晶粒尺寸增大；當(dāng)固溶溫度接近相變點(diǎn)時，固溶處理后的顯微組織大部分為β相和 α"，有利于之后的時效處理；空冷時冷卻速度較慢，析出的α相尺寸較大，由于過冷度小，β 相轉(zhuǎn)化為 α"過程可能被抑制，讓β相轉(zhuǎn)變?yōu)楦嗟摩料?，隨著空冷時間的延長，組織會更加均勻。目前雖然對 TB6 鈦合金固溶時效制度研究較多，但為了能夠得到更加便于分析對比的實驗數(shù)據(jù)而設(shè)置的固溶時效溫度區(qū)間跨度較大，而對于更貼近實際生產(chǎn)應(yīng)用的小范圍內(nèi)改變固溶時效溫度對 TB6 合金組織及性能的影響研究不多。本文旨在通過小范圍內(nèi)改動固溶時效溫度，研究 TB6 鈦合金棒材顯微組織與力學(xué)性能的變化規(guī)律，以期獲得熱處理工藝與合金棒材的組織、強(qiáng)度、塑性、斷裂韌性的最佳匹配方案，為該合金棒材實際生產(chǎn)做參考。

1、 實驗材料和方法

1.1 實驗材料

實驗用料為經(jīng) 3 次真空自耗電弧爐熔煉制備的規(guī)格為 ?620 mm 的 TB6 鈦合金鑄錠，采用 ICP（電感耦合等離子體發(fā)射光譜儀）測試鑄錠化學(xué)成分見表 1，成分滿足 AMS4984F 標(biāo)準(zhǔn)的要求，用金相法測得該鑄錠的(α+β)/β 相變點(diǎn)為 800~805 ℃。

鑄錠采用高溫鍛造+低溫鍛造+高溫鍛造工藝進(jìn)行多火次鍛造，經(jīng)過充分的塑性變形后鍛造成規(guī)格為 ?140 mm 的 TB6 鈦合金棒材，棒材的鍛后宏觀組織與微觀組織如圖 1 所示。

宏觀組織無裂紋、折疊、氣孔、偏析、金屬或非金屬夾雜及其他目視可見的冶金缺陷，無肉眼可見的清晰粗大晶粒。微觀組織由等軸的初生α相、β 轉(zhuǎn)變組織（次生 α）和殘余β相構(gòu)成。

1.2 實驗方法

根據(jù) AMS4984F 標(biāo)準(zhǔn)中的熱處理制度要求：在相變點(diǎn)以下 33~56 ℃范圍內(nèi)進(jìn)行固溶處理，保溫時間不少于 30 min，水冷；在 482~524 ℃范圍內(nèi)進(jìn)行時效處理，保溫時間不少于8 h，空冷。研究了不同固溶時效制度對TB6鈦合金棒材顯微組織、室溫拉伸性能以及斷裂韌性的影響。

為保證實驗結(jié)果的一致性，室溫拉伸試樣取樣方向為弦向（見圖 2），顯微組織檢測方向為縱向，斷裂韌性（K 1C ）取樣方向為 C-R 向（見圖 3）。熱鍛完成后采用 H-5550 型帶鋸床在規(guī)格為 ?140 mm 的 TB6 鈦合金棒材上切取 30 mm 長的試樣棒，根據(jù)表 2 所列熱處理制度利用馬弗爐對試樣棒進(jìn)行熱處理實驗，每個試樣棒熱處理完成后切取弦向拉伸試樣和 C-R向斷裂韌性試樣，室溫拉伸性能滿足 ASTM E8/E8M 標(biāo)準(zhǔn)的要求，斷裂韌性檢測符合 ASTME399 標(biāo)準(zhǔn)的要求。其中，合金熱處理用馬弗爐的精度等級為 2 級，采用 ICX41M 型倒置光學(xué)顯微鏡觀察合金的顯微組織，采用 CMT5205 型萬能電子拉伸實驗機(jī)檢測室溫拉伸性能，采用 QBG-150 型高頻疲勞實驗機(jī)進(jìn)行斷裂韌性實驗。

2、 結(jié)果與分析

2.1 熱處理制度對顯微組織的影響

方案 1 ^# ~3 ^# 均采用了符合 AMS4984F 標(biāo)準(zhǔn)要求的常規(guī)固溶時效熱處理制度。研究表明：TB6 鈦合金在相變點(diǎn)以下 30~60 ℃（符合 AMS4984F 標(biāo)準(zhǔn)要求）進(jìn)行固溶處理后，既能使合金保留一定的初生α相（α_p ）含量，又能使合金中的β相穩(wěn)定元素 Fe 和 V 元素富化，讓β 相保持一種更加穩(wěn)定的狀態(tài)。TB6 鈦合金因其富含同晶型β相穩(wěn)定元素 V 及慢共析型 β相穩(wěn)定元素 Fe，足以使 M s （馬氏體轉(zhuǎn)變溫度）值降至室溫以下，所以將不會發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。合金在相變溫度以下 30~60 ℃固溶后快速淬火，在保留了絕大部分β相（過冷亞穩(wěn) β相）的同時，會發(fā)生少量 β→α"相的轉(zhuǎn)變以及可能形成的淬火 ω 相。在隨后的時效過程中，會發(fā)生馬氏體 α"相及淬火 ω 相的轉(zhuǎn)化、分解以及亞穩(wěn)β相的分解，從飽和β相上析出細(xì)小、彌散的次生α相（α_s） [4] 。

方案 1 ^# ~3 ^# 顯微組織見圖 4?？梢钥闯?，TB6 鈦合金棒材經(jīng)不同固溶溫度+相同時效溫度處理后，顯微組織由彌散分布的等軸 α_p 相及β轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成，初生α相在β相邊界形核并長大，次生α相存在于轉(zhuǎn)變β基體上。隨著固溶溫度的提高，TB6 鈦合金棒材 α_p 相含量逐漸減少。經(jīng)金相分析軟件檢測，當(dāng)固溶溫度為 765 ℃時，α_p 相體積分?jǐn)?shù)為 18%。固溶溫度為 775 ℃時，α_p 相體積分?jǐn)?shù)為 15%，固溶溫度升至 785 ℃時，α_p 相體積分?jǐn)?shù)降至 13%。但原始β晶粒的尺寸變化不大，這主要是由于合金在相變點(diǎn)以下進(jìn)行固溶處理時，α_p 相含量相比于相變點(diǎn)以上固溶時溶解數(shù)量要小的多，有相當(dāng)一部分 α_p 相得以保存下來。由于 α_p 相的存在，釘扎于原始β基體上，限制了再結(jié)晶后β晶粒的長大趨勢 [8] 。但隨著固溶溫度的升高，α_p 相溶解數(shù)量增加，β 相含量也隨之增加，淬火后更多的亞穩(wěn)β相得以形成，經(jīng) 510 ℃時效后析出的次生α相含量增加。

方案 4 ^# ~6 ^# 是根據(jù) AMS4984F 標(biāo)準(zhǔn)要求確定的時效處理制度。鈦合金的時效處理主要是為了使固溶處理后經(jīng)快速淬火所獲得的亞穩(wěn)β相、馬氏體 α"相等發(fā)生脫溶過程，析出細(xì)小彌散的次生α相（α_s）引起合金強(qiáng)化。隨著時效溫度的不同，析出物的數(shù)量及類型亦有差別。

時效溫度較低時，反應(yīng)速度較慢，組織中β相來不及直接析出α相，首先會析出少量過渡型ω 相，ω 相的存在將導(dǎo)致合金變硬、變脆。隨著時效溫度的升高，脆性 ω 相會轉(zhuǎn)變?yōu)閺浬⒕鶆虻摩料?，合金棒材的綜合性能將會得到相應(yīng)改善 [9–10] 。

方案 4 ^# ~6 ^# 顯微組織見圖 5。從圖 4 可以看出 TB6 鈦合金棒材經(jīng)相同固溶溫度+不同時效溫度處理后，顯微組織由等軸 α_p 相、β 轉(zhuǎn)變組織以及殘余β相構(gòu)成。隨著時效溫度的提高，TB6 合金棒材的 α_p 相含量及尺寸均變化不大，經(jīng)檢測 α_p 相體積分?jǐn)?shù)約為 20%。但 α_s相有長大趨勢，逐漸出現(xiàn)條狀相，這種趨勢隨著時效溫度的提高而加劇。這是因為隨著時效溫度的提高，加快了 α_s相長大趨勢，導(dǎo)致析出的 α_s相粗化，尺寸增長變寬，且均勻化程度亦有一定的下降。

2.2 熱處理制度對拉伸性能及斷裂韌性的影響

經(jīng)不同熱處理制度處理后TB6鈦合金棒材的室溫拉伸性能及斷裂韌性見圖 6。對比方案1 ^# ~3 ^# 可以看出，TB6 鈦合金棒材經(jīng)不同固溶溫度+相同時效溫度處理后，隨著固溶溫度的提高，合金棒材的強(qiáng)度增加，抗拉強(qiáng)度由1206升至1297 MPa，屈服強(qiáng)度由1110升至1205 MPa。

塑性略有下降，延伸率由 15%降至 12.5%。斷面收縮率由 54%降至 47%。斷裂韌性降低，由 41.5 降至 33 MPa·m ^1/2 。這主要是因為隨著相變點(diǎn)以下固溶溫度的提高，原始β晶粒因初生α相的釘扎作用導(dǎo)致尺寸無明顯變化，但初生α相含量減少，初生α相的減少不利于晶界的協(xié)調(diào)變形，降低了合金抗裂紋萌生的能力，對變形過程的持續(xù)進(jìn)行產(chǎn)生不利影響，降低了材料的塑性。但隨著固溶溫度的升高，初生α的溶解數(shù)量增加，初生α相含量減少，β 相含量增加，淬火后更多的亞穩(wěn)β相得以形成，更多的亞穩(wěn)β相經(jīng)時效后將會使次生α相的含量增加，一定數(shù)量且細(xì)小彌散的次生α相會使合金棒材的強(qiáng)度增加。而對斷裂韌性而言，初生α尺寸越大、數(shù)量越多對斷裂韌性越有利，而數(shù)量越多且細(xì)小彌散、主要起強(qiáng)化作用的次生α相對其越不利。隨著固溶溫度的升高，初生α相含量減少，α_p 相的釘扎效果減弱，β 晶粒尺寸增加，導(dǎo)致裂紋擴(kuò)展所經(jīng)過的途徑減少，所以導(dǎo)致合金斷裂韌性減少 [11] 。

對比方案 4 ^# ~6 ^# 可以看出，TB6 鈦合金棒材經(jīng)相同固溶溫度+不同時效溫度處理后，隨著時效溫度的提高，合金棒材的強(qiáng)度下降，抗拉強(qiáng)度由 1249 降至 1185 MPa，屈服強(qiáng)度由 1143降至 1080 MPa。塑性升高，延伸率由 13.5%升至 15.5%，斷面收縮率由 50%升至 58%。斷裂韌性由 30.9 升至 43.8 MPa·m ^1/2。時效溫度對原子擴(kuò)散過程影響較大，當(dāng)時效溫度較低時，理論析出溫度和實際時效溫度有較大的差距，這時形核驅(qū)動力較大，臨界形核功較低，次生α 相容易形核，但因時效溫度低，原子擴(kuò)散速度較慢，擴(kuò)散距離較短，不容易長大，所以將會形成細(xì)小彌散的次生α相。隨著時效溫度的提高，理論析出溫度與實際時效溫度相近，致使形核驅(qū)動力下降，臨界形核功增加，形核將會愈發(fā)困難，且由于時效溫度的提高，原子擴(kuò)散將會更加劇烈，擴(kuò)散速度加快，擴(kuò)散距離增加，導(dǎo)致次生α相長大趨勢將會明顯，尺寸逐漸粗化，且致密度下降，次生α相強(qiáng)化效果減弱，但次生α相形狀尖銳鈍化，使應(yīng)力集中效果減弱，起到一定的“軟化”作用，導(dǎo)致合金的棒材的強(qiáng)度下降而塑性升高 [12] 。這種趨勢會隨著時效溫度的升高進(jìn)一步加劇。對于斷裂韌性而言，當(dāng)時效溫度較低時，析出的次生α細(xì)小彌散，使變形局部化，導(dǎo)致裂紋尖端塑性區(qū)尺寸大幅度降低，斷裂韌性較低。當(dāng)時效溫度升高時，裂紋尖端發(fā)射出的位錯與次生α相的相互作用會發(fā)生改變，裂紋尖端區(qū)域塑性得到改善，導(dǎo)致斷裂韌性升高 [6] 。

3 、結(jié)論

（1）TB6 鈦合金棒材經(jīng)不同固溶溫度+相同時效溫度處理后，隨著固溶溫度的升高，合金棒材顯微組織中的 α_p 相含量降低，α_s相含量增加。棒材的強(qiáng)度升高，塑性降低，斷裂

韌性降低。

（2）TB6 鈦合金棒材經(jīng)相同固溶溫度+不同時效溫度處理后，隨著時效溫度的升高，合金棒材顯微組織中的 α_p 相含量相差不大，α_s相逐漸粗化。棒材的強(qiáng)度降低，塑性升高，

斷裂韌性升高。

（3）時效處理后亞穩(wěn)β相析出的細(xì)小彌散的 α_s相可以明顯提高 TB6 合金棒材的強(qiáng)度，這種強(qiáng)化效果會隨著 α_s相含量的減少及尺寸的增加而減弱。但粗化的 α_s相可以改善合金棒材的斷裂韌性和塑性。

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作者簡介：

顧忠明（1994—），男，甘肅省天水市人，2017 年畢業(yè)于蘭州理工大學(xué)，金屬材料工程專業(yè)，本科，助理工程師，研究方向：鈦合金塑性成型。通信地址：新疆哈密伊州區(qū)花園鄉(xiāng)新疆湘潤新材料科技有限公司，郵編：839000；E-mail：2584674893@qq.com。