飛機(jī)技術(shù)的每一代進(jìn)步，結(jié)構(gòu)質(zhì)量系數(shù)的降低和壽命的延長，發(fā)動機(jī)推重比量級的每一次提高，無不強(qiáng)烈依賴于材料技術(shù)的進(jìn)步。 “一代材料，一代裝備”就是對航空裝備與航空材料的相互依存、相互促進(jìn)的緊密關(guān)系的真實(shí)寫照。 鈦合金具有比強(qiáng)度高、耐腐蝕好、輕質(zhì)、高溫性能優(yōu)異等優(yōu)點(diǎn)，作為重要的結(jié)構(gòu)材料被廣泛使用于航空、航天領(lǐng)域[1] 。 在航空領(lǐng)域中，鈦合金可以替代高密度合金為飛機(jī)減重，現(xiàn)代飛機(jī)中鈦合金的用量也越來越大。 美國第三代戰(zhàn)斗機(jī) F-14 和 F-15鈦合金用量分別占24％和27％，而第四代戰(zhàn)斗機(jī) F-22鈦合金用量高達(dá) 41％［2] 。 其中，特大型鈦合金整體鍛件已廣泛用于機(jī)翼和后機(jī)身。 美國先進(jìn)的 Ｖ2500 發(fā)動機(jī)鈦合金用量也達(dá)到了 30％ 左右。 民機(jī)上的鈦合金用量也創(chuàng)新高，波音 787 飛機(jī)和 Ａ380 飛機(jī)的鈦合金用量都達(dá)到 10％左右。

近年來，航空對高強(qiáng)度、高斷裂韌度的新型結(jié)構(gòu)鈦合金的需求越來越迫切，因此研究具有自主知識產(chǎn)權(quán)，能夠替代超高強(qiáng)度鋼并用于航空大型結(jié)構(gòu)件的新型高強(qiáng)高韌鈦合金得到了重視。 目前國內(nèi)外成熟的高強(qiáng)度鈦合金主要包括 Ti?1023、BT22、TC18、TC21 鈦合金等，但是這些鈦合金抗拉強(qiáng)度都在 1100 MPa 級別。

TB18 鈦合金是近年來聯(lián)合自主研制開發(fā)的一種新型亞穩(wěn)β型高強(qiáng)高韌鈦合金，其抗拉強(qiáng)度高于 TC11、TC18 及 TC21 合金等航空領(lǐng)域成熟的鈦合金，是一種高結(jié)構(gòu)效益鈦合金[3] 。 該合金經(jīng)合適的固溶時效處理后，強(qiáng)度可達(dá) 1300 MPa，斷裂韌度可達(dá) 60 MPa·m1/2［4] 。

固溶時效是亞穩(wěn)β鈦合金的主要強(qiáng)化方法，例如，Ti6554 鈦合金經(jīng)過單相區(qū)固溶和500 ℃短時時效后強(qiáng)度高達(dá) 1590 MPa[5?6] ，并優(yōu)化出了最佳熱處理制度，為（870 ～920 ℃）×30min，空冷 ＋580 ℃ ×10 ｈ[7?9] 。 作為亞穩(wěn)β鈦合金，固溶時效也是TB18 鈦合金的主要強(qiáng)化方法，但相關(guān)研究仍較少。

為進(jìn)一步獲得TB18 鈦合金最佳性能匹配的熱處理工藝，在科技工作者前期開展的研究基礎(chǔ)上[10?13] ，本文采用不同時效溫度對TB18 鈦合金進(jìn)行熱處理，研究時效溫度對TB18 鈦合金力學(xué)性能、顯微組織及斷口形貌的影響，為該鈦合金后續(xù)的工程化應(yīng)用提供一定的技術(shù)參考。

1、試驗(yàn)方法和材料

試驗(yàn)所用的TB18 鈦合金為經(jīng)兩相區(qū)鐓拔鍛造的鍛件，其主要化學(xué)成分如表 1 所示。 為研究時效溫度對TB18 鈦合金力學(xué)性能和組織的影響，先對鈦合金進(jìn)行了 870 ℃×2h，空冷（ＡＣ）的固溶處理，再分別進(jìn)行 520、530、540 及 550 ℃保溫 4h空冷的時效處理。

熱處理后沿著平行于坯料長度方向，經(jīng)線切割、精加工、磨削等工序制備有效工作直徑 ?5 ｍｍ、標(biāo)距25 ｍｍ的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣。 每組熱處理工藝取 2 個平行試樣進(jìn)行室溫拉伸性能測試，室溫拉伸試驗(yàn)在 ＡＧ250ＣＮＥ 試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。 采用 Ａｌｐｈａ300Ｒ 型光學(xué)顯微鏡觀察和分析顯微組織，采用 ＣａｍＳｃａｎ3400 型掃描電鏡觀察和分析鈦合金中次生 α 相的形貌。

2、試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1　時效溫度對力學(xué)性能的影響

不同時效溫度下TB18 鈦合金的力學(xué)性能如表2所示，由表2數(shù)據(jù)，繪制TB18 鈦合金力學(xué)性能與時效溫度的關(guān)系曲線，如圖 1 所示。 從表2和圖1可以看出，隨著時效溫度的升高，TB18 鈦合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均降低，伸長率和斷面收縮率則均升高，這與金屬的一般規(guī)律相符。 進(jìn)一步對力學(xué)性能數(shù)據(jù)分析可知，時效溫度每升高 10 ℃，抗拉強(qiáng)度降低約 50 MPa，伸長率提高約 1.7％。 尤其是當(dāng)時效溫度由 540 ℃升高到 550 ℃時，抗拉強(qiáng)度降低了 78.5 MPa，伸長率提高了 3％。 這說明TB18 鈦合金力學(xué)性能對時效溫度非常敏感。

值得注意的是，當(dāng)時效溫度為 520 ℃ 時，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率和斷面收縮率都合格，抗拉強(qiáng)度比指標(biāo)高47.5 MPa，但是伸長率比指標(biāo)僅高1.5％，收縮率比指標(biāo)僅高 3％，伸長率和斷面收縮率的富余量都不大。 而當(dāng)時效溫度 540 ℃和 550 ℃時，雖然伸長率和斷面收縮率提高，但是抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度已經(jīng)不滿足該材料的性能指標(biāo)要求。 當(dāng)時效溫度為530 ℃時，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別比指標(biāo)高 5.5 MPa 和26 MPa，伸長率和斷面收縮率分別比指標(biāo)高 2.8％ 和6％。 因此，從合金強(qiáng)度和塑性綜合考慮，合金時效溫度因選取 530 ℃為宜，也即TB18 鈦合金的最佳熱處理工藝為870 ℃×2h，ＡＣ，固溶 ＋530 ℃ ×4 ｈ，ＡＣ，時效。

2.2　時效溫度對顯微組織的影響

TB18 鈦合金不同溫度時效后出現(xiàn)力學(xué)性能的差異跟其微觀組織是密切相關(guān)的。 圖2（ａ）是TB18 鈦合金原始鍛態(tài)的顯微組織，圖 2（ｂ）是經(jīng) 870 ℃×2h 固溶處理后的顯微組織。 原始組織為經(jīng)兩相區(qū)多火次鍛造的鍛態(tài)組織（見圖 2（ａ）），組織中存在等軸狀初生 α相。 兩相區(qū)鍛造是在β轉(zhuǎn)變溫度以下 20 ～50 ℃加熱后進(jìn)行鍛造，也稱為常規(guī)鍛造，根據(jù)鍛造溫度一般獲得雙態(tài)組織或等軸組織。 而經(jīng) 870 ℃保溫 2 ｈ 空冷的固溶處理后，由于固溶溫度比β轉(zhuǎn)變溫度高 70 ℃，原本鍛態(tài)中的細(xì)小的初生 α 相已經(jīng)完全轉(zhuǎn)化為等軸β晶粒（見圖2（ｂ））。 此時，合金晶粒尺寸為 200 ～250 μｍ。

值得注意的是，盡管固溶后冷卻方式為空冷，但晶內(nèi)并沒有 α 相析出。 這是因?yàn)?Ｃｒ、Ｍｏ 和 Ｖ 都是典型的 β穩(wěn)定元素，β 穩(wěn)定元素能夠固溶于β相中穩(wěn)定β相、擴(kuò)大β相相區(qū)或降低β相相變點(diǎn)。 從表 1 可以看出，TB18 鈦合金的 Ｃｒ 含量為 5.4％、Ｍｏ 含量為 5％、Ｖ 含量為5％，3 個β穩(wěn)定元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ）含量累計為15.4％。

根據(jù)Mo當(dāng)量公式可計算出其Mo當(dāng)量為 13.95，這使得TB18 鈦合金在空冷條件下就足以保留高溫β相至室溫，成為過飽和固溶體。 這種過飽和固溶體也為后續(xù)的時效析出做準(zhǔn)備。

圖 3 是TB18 鈦合金經(jīng) 870 ℃ × 2 ｈ 固溶處理后在不同溫度下時效 4 ｈ 后的顯微組織。 從圖 3 可以看出，TB18 鈦合金經(jīng)不同溫度時效后原始β晶界仍清晰可見，顯微組織由等軸的原始β晶粒和次生 α 相組成。 時效溫度對原始β晶粒尺寸略有影響，但是總體影響并不明顯。

為進(jìn)一步分析不同時效溫度下TB18 鈦合金中次生 α 相的微觀形貌，對經(jīng)不同溫度時效的TB18 鈦合金進(jìn)行 ＳＥＭ 觀察與分析，結(jié)果如圖 4 所示。 從圖 4 可以看出，TB18 鈦合金經(jīng)不同溫度時效后，次生 α 相的微觀形貌相似，均為片層狀，α 片層之間縱橫交錯。 但時效溫度對次生 α 相片層尺寸（長度和厚度）具有明顯的影響。 如圖 4（ａ） 所示，在 520 ℃ 時效處理 4 ｈ后，α 片層尺寸較為細(xì)小，縱橫交錯，但由于時效溫度較低，部分析出 α 相還沒有形成片層結(jié)構(gòu)。 隨著時效溫度升高至 530 ℃（如圖 4（ｂ）所示），片層 α 相增多，同時厚度略有增加。 從尺寸來看，與520 ℃時效相比，530 ℃時效后片層 α 相分布更加均勻。 當(dāng)時效溫度升高到540 ℃和550 ℃時（如圖4（ｃ，ｄ）所示），片層 α 相厚度增大明顯，甚至開始出現(xiàn)合并生長成厚片層 α相，片層間距也進(jìn)一步增大。 原始β晶粒內(nèi)部析出的片層 α 相大多相互垂直，也有少量的片層 α 相呈 60°交織。

綜上分析，隨著時效溫度的升高，合金內(nèi)部析出的次生 α 相片層尺寸呈增大趨勢。 過低溫度時效（520 ℃）后，合金組織中次生 α 相片層析出不完全，盡管次生 α相片層尺寸較為細(xì)小，但部分析出 α 相還沒有形成片層結(jié)構(gòu)。 過高溫度時效（550 ℃）后，合金組織中次生α 相片層長大明顯、甚至粗化，片層厚度可達(dá) 0.5 μｍ。

只有合適的溫度時效（530 ℃）后，合金組織中才能析出均勻、細(xì)小的次生 α 相片層。 這種微觀組織也是該時效溫度（530 ℃）獲得最佳綜合力學(xué)性能的原因。

2.3　時效溫度對拉伸斷口形貌的影響

圖5（ａ，ｂ）是TB18 鈦合金經(jīng)520 ℃和530 ℃時效的宏觀拉伸斷口形貌，圖 5（ｃ，ｄ）是對應(yīng)的微觀斷口形貌。 從圖 5（ａ，ｂ）可以看出，合金拉伸斷口由纖維區(qū)、輻射區(qū)及剪切唇區(qū)組成，且纖維區(qū)占比較大。 一般來說，纖維區(qū)反映材料塑性變形，輻射區(qū)反映材料脆性變形，也即纖維區(qū)占比越大，材料塑性越好。 從宏觀斷口形貌來看，520 ℃和 530 ℃時效后合金塑性均一般，但530 ℃時效的纖維區(qū)占比略大，也就是 530 ℃ 時效比520 ℃時效后塑性略好。 進(jìn)一步對 520 ℃和 530 ℃時效后斷口纖維區(qū)進(jìn)行高倍 ＳＥＭ 觀察，如圖 5（ｃ，ｄ）所示。 從圖 5（ｃ，ｄ）可以看出，520 ℃和 530 ℃時效后斷口均分布著大量細(xì)小韌窩，斷口出現(xiàn)大量韌窩是合金塑性斷裂的典型特征。 此外，530 ℃ 比 520 ℃ 時效后的斷口韌窩更深，說明 530 ℃比 520 ℃時效后的塑性更好，與拉伸性能數(shù)據(jù)一致。

3、結(jié)論

1） 隨著時效溫度升高，TB18 鈦合金抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度不斷降低，伸長率和斷面收縮率提高。 從強(qiáng)度和塑性綜合考慮，當(dāng)時效溫度為 530 ℃時，TB18 鈦合金的綜合力學(xué)性能最好。 此時抗拉強(qiáng)度為1285．5 MPa，屈服強(qiáng)度為 1206 MPa，伸長率為7.8％，斷面收縮率為16％。

2）TB18 鈦合金鍛態(tài)是典型的等軸組織，經(jīng)870 ℃×2h 空冷固溶處理后為等軸β晶粒，晶粒尺寸為 200 ～250 μｍ。

3）TB18 鈦合金經(jīng)不同溫度時效后，次生 α 相的微觀形貌相似，均為片層狀，α 相片層縱橫交錯。 隨著時效溫度的升高，合金內(nèi)部析出的次生 α 相片層尺寸呈增大趨勢。

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