TB6（名義成分為Ti–10V–2Fe–3Al）鈦合金是一種近β型高強高韌鈦合金，具有比強度高、斷裂韌性及淬透性好、各向異性低、鍛造溫度低和抗應(yīng)力腐蝕能力強等優(yōu)點，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度鍛件，尤其是等溫或熱鍛件，如飛機機身、起落架、前起落架操縱機構(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，αp相體積分?jǐn)?shù)減少，材料強度降低。在固溶時效條件下，αp相體積分?jǐn)?shù)減少，材料強度和斷裂韌性升高；時效過程析出的αs相可明顯影響材料的力學(xué)性能；減少αp的體積分?jǐn)?shù)，控制合適的αs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相變點為800~805 ℃。

鑄錠采用高溫鍛造+低溫鍛造+高溫鍛造工藝進行多火次鍛造，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：在相變點以下33~56 ℃范圍內(nèi)進行固溶處理，保溫時間不少于30 min，水冷；在482~524 ℃范圍內(nèi)進行時效處理，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（K1C）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ASTM E399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檢測室溫拉伸性能，采用QBG-150型高頻疲勞實驗機進行斷裂韌性實驗。

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鈦合金在相變點以下30~60 ℃（符合AMS4984F標(biāo)準(zhǔn)要求）進行固溶處理后，既能使合金保留一定的初生α相（αp）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Ms（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（αs）[4]。

方案1#~3#顯微組織見圖4?？梢钥闯觯琓B6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αp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αp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，αp相體積分?jǐn)?shù)為18%。固溶溫度為775 ℃時，αp相體積分?jǐn)?shù)為15%，固溶溫度升至785 ℃時，αp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以下進行固溶處理時，αp相含量相比于相變點以上固溶時溶解數(shù)量要小的多，有相當(dāng)一部分αp相得以保存下來。由于αp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，αp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（αs）引起合金強化。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鶆虻摩料啵辖鸢舨牡木C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αp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αp相含量及尺寸均變化不大，經(jīng)檢測αp相體積分?jǐn)?shù)約為20%。但αs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αs相長大趨勢，導(dǎo)致析出的αs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，合金棒材的強度增加，抗拉強度由1206升至1297 MPa，屈服強度由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·m1/2。這主要是因為隨著相變點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，αp相的釘扎效果減弱，β晶粒尺寸增加，導(dǎo)致裂紋擴展所經(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，合金棒材的強度下降，抗拉強度由1249降至1185 MPa，屈服強度由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·m1/2。時效溫度對原子擴散過程影響較大，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，原子擴散速度較慢，擴散距離較短，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，原子擴散將會更加劇烈，擴散速度加快，擴散距離增加，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)致合金的棒材的強度下降而塑性升高[12]。這種趨勢會隨著時效溫度的升高進一步加劇。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αp相含量降低，αs相含量增加。棒材的強度升高，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αp相含量相差不大，αs相逐漸粗化。棒材的強度降低，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αs相可以明顯提高TB6合金棒材的強度，這種強化效果會隨著αs相含量的減少及尺寸的增加而減弱。但粗化的αs相可以改善合金棒材的斷裂韌性和塑性。

文章來源——金屬世界