β鈦合金具有高的比強(qiáng)度、斷裂韌性、良好的淬透性。這類合金的典型代表有TB2（Ti-5V-5Mo-8Cr-3Al）、TB3（Ti-10Mo-8V-1Fe-3.5Al）、TB5（Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al）、TB6（Ti-10V-2Fe-3Al）、TB8（Ti-15Mo-3Al-2.7Nb-0.25Si）、TB9（Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr）和Ti55531（Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr）等[1]。在這些合金中，當(dāng)采用的加工條件合適時(shí)，TB6可以獲得最佳的強(qiáng)度、韌性和高周疲勞強(qiáng)度匹配[2-4]。同時(shí)，合金固溶處理后具有中等強(qiáng)度、良好的塑性、焊接性及冷成型性。固溶后再經(jīng)時(shí)效處理，可獲得非常高的強(qiáng)度，充分發(fā)揮了其可熱處理強(qiáng)化的特點(diǎn)，可用于制作強(qiáng)度要求高的零部件。

TB6鈦合金通過(guò)熱處理可獲得4%～10%的伸長(zhǎng)率、1100～1400MPa的抗拉強(qiáng)度。合金具有相變過(guò)程的多樣性，因此熱處理制度顯得尤為重要[5]。隨著材料性能要求的提高，最簡(jiǎn)單并易實(shí)現(xiàn)的途徑就是通過(guò)調(diào)整鈦合金的熱處理制度，以獲得最佳的強(qiáng)度和塑性匹配，滿足工程使用要求。劉彬等[6]研究表明，多重?zé)崽幚砜梢燥@著提高合金的塑性和斷裂韌度，而對(duì)強(qiáng)度的影響不大。鑒于此，本研究在GJB1538A—2008中規(guī)定的常規(guī)固溶時(shí)效處理基礎(chǔ)上進(jìn)行工藝參數(shù)調(diào)整，同時(shí)與退火+固溶/時(shí)效的熱處理制度進(jìn) 行對(duì)比，以分析熱處理方式、固溶/時(shí)效溫度對(duì)合金的相組成及室溫拉伸性能的影響?？偨Y(jié)了熱處理對(duì)TB6鈦合金組織及性能的影響規(guī)律，實(shí)現(xiàn)在不降低合金強(qiáng)度的情況下提高合金的塑性，可為改善大型結(jié)構(gòu)件的力學(xué)性能提供參考。

1、實(shí)驗(yàn)材料及方法

1.1實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)用TB6鈦合金鑄錠采用1t真空自耗電弧爐3次熔煉生產(chǎn)，表1為TB6鈦合金的化學(xué)成分。

對(duì)表1中的數(shù)據(jù)分析可知，TB6鈦合金的化學(xué)成分符合GJB1538A—2008的要求。鑄錠經(jīng)多火次鍛造成φ90mm規(guī)格棒材。采用金相法測(cè)定該批合金的相變點(diǎn)，（α＋β/β）相變點(diǎn)為810～815℃。TB6棒材的宏觀組織與微觀組織如圖1所示。由圖可見(jiàn)，宏觀組織均勻、無(wú)清晰晶；微觀組織由彌散分布的等軸初生α相與β轉(zhuǎn)變組織組成。

1.2實(shí)驗(yàn)方法

將TB6鈦合金棒材分別進(jìn)行不同實(shí)驗(yàn)方案的熱處理，研究熱處理后合金組織和性能的變化。表2為TB6鈦合金棒材的熱處理工藝制度。金相試樣腐蝕劑成分為10%草酸飽和溶液+3%氫氟酸+87%H2O（原子分?jǐn)?shù)）。顯微組織觀察在OLYMPUS/PMG3型光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行；室溫拉伸性能測(cè)試采用INSTRON型電子萬(wàn)能實(shí)驗(yàn)機(jī)完成。

2、結(jié)果與討論

2.1熱處理對(duì)顯微組織的影響

依據(jù)GJB1538A—2008中TB6鈦合金棒材的熱處理制度要求：在相變點(diǎn)以下30～60℃范圍內(nèi)進(jìn)行固溶加熱，保溫1～2h，水冷；在510～560℃范圍內(nèi)時(shí)效，保溫時(shí)間不少于8h，空冷。本研究在此基礎(chǔ)上，結(jié)合TB6的相變點(diǎn)，研究了固溶溫度、時(shí)效溫度對(duì)其組織和力學(xué)性能的影響。為了提高合金室溫性能，選取在相變點(diǎn)以下20～30℃的退火預(yù)處理再固溶/時(shí)效熱處理制度。選取這個(gè)溫度進(jìn)行退火處理，主要是為了保留α_p相，提高合金的塑性。

方案a1、a2、a3、b1均采用的是常規(guī)固溶/時(shí)效制度，合金在相變點(diǎn)以下30～60℃固溶處理，可以使β相中鐵和釩富化（因此β相變更加穩(wěn)定）并使初生α相的體積分?jǐn)?shù)達(dá)到與該固溶溫度相當(dāng)?shù)钠胶庵郸?。基體的再結(jié)晶及隨后晶粒長(zhǎng)大過(guò)程是緩慢的[7]，但初生α相的調(diào)整則很迅速。在固溶過(guò)程中，在保留絕大部分β相的同時(shí)，有可能出現(xiàn)少量的誘發(fā)馬氏體α''相和淬火ω相。α''具有正交點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)，固溶處理溫度越高，出現(xiàn)的可能性越大。TB6鈦合金由于β相中的Fe和V富化到足以使Ms降低到室溫以下，將不會(huì)發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。采用X射線衍射結(jié)構(gòu)分析得出，在750～790℃固溶溫度淬火后的相組成為β+α+少量α''+微量ω[4]。520℃時(shí)效過(guò)程中發(fā)生β→β+α轉(zhuǎn)變，只要有一個(gè)次生α（α_s）片在位錯(cuò)、晶粒邊界或其他晶粒缺陷處形成，在這個(gè)α_s片附近的β基體中，α_s相的形核幾率就大大增加。首先形成一束一束的α_s相片，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)或時(shí)效溫度的升高，這些α_s相片束長(zhǎng)成一體，呈現(xiàn)一種非常均勻的分布，常規(guī)固溶處理后顯微組織如圖2（a0）所示，可見(jiàn)合金在固溶處理后為α+β兩相組織，在β晶粒內(nèi)部分布著大量初生α相顆粒。固溶/時(shí)效處理后的組織如圖2（a1）、（a2）、（a3）和（b1）所示，可見(jiàn)，經(jīng)時(shí)效處理后，基體β相內(nèi)分布著時(shí)效析出的細(xì)小的α_s相。對(duì)比圖2（a1）、（a2）與（a3），可以看出隨著時(shí)效溫度的升高，析出的α_s相較為粗大，出現(xiàn)條狀相。主要原因是隨著時(shí)效溫度升高，α_s相析出過(guò)程的長(zhǎng)大速度加快，使得析出的α_s相長(zhǎng)大粗化，且分布不均勻。

對(duì)比圖2（a2）和圖（b1）可知，合金在相變點(diǎn)以下固溶再時(shí)效處理后，隨固溶溫度升高，原始β晶粒尺寸長(zhǎng)大不明顯。主要是合金在（α＋β）/β轉(zhuǎn)變溫度（相變點(diǎn)）下，由于α_p相的存在，能夠限制再結(jié)晶后β晶粒的長(zhǎng)大，即由于α_p相的釘扎作用，限制了再結(jié)晶后β晶粒的長(zhǎng)大[8]。但隨著固溶溫度升高，α_p相減少，析出的α_s相增加，強(qiáng)化相細(xì)小且分布均勻。方案c1采用退火+固溶/時(shí)效熱處理，退火后的組織如圖2（c0）所示，退火+固溶/時(shí)效后組織如圖2（c1）所示。可以看出：合金退火后為α+β兩相組織，即β基體上分布著大量α_p相。方案a1、a2、a3、b1與c0相比，退火+固溶/時(shí)效后（方案c1），β基體的晶粒尺寸不均勻，大部分的原始β晶粒較粗大，局部位置較細(xì)小，α_p相含量較多，時(shí)效析出的α_s相尺寸較大，且分布不均勻。

2.2熱處理對(duì)棒材室溫拉伸性能得影響

TB6合金經(jīng)不同熱處理后的室溫力學(xué)性能見(jiàn)圖3。對(duì)比方案a1、a2與a3可知，隨著時(shí)效溫度的升高，合金的抗拉強(qiáng)度降低，從1265MPa降至1171MPa，但合金的塑性升高，伸長(zhǎng)率從12%升至14%，斷面收縮率從46%升至59%。主要原因是，隨著時(shí)效溫度的升高，從β基體中析出的α相粗化，未沉淀區(qū)面積增大，晶界、晶內(nèi)網(wǎng)狀物析出現(xiàn)象減輕或消除，所以合金的塑性增加[9-10]。但同時(shí)時(shí)效析出的α相（α_s）粗大且分布不均勻，強(qiáng)化效果降低，因此合金的強(qiáng)度降低。

對(duì)比方案a2與b1可知，合金在（α＋β）/β轉(zhuǎn)變溫度（相變點(diǎn)）下進(jìn)行固溶處理，隨著固溶溫度的升高，合金再經(jīng)時(shí)效處理后的抗拉強(qiáng)度升高，從1185MPa升至1203MPa，塑性略有下降，伸長(zhǎng)率變化不大，斷面收縮率從57%降至53%。這是由于隨著固溶溫度升高，原始β晶粒尺寸變化不大，但合金組織中α_p相減少、強(qiáng)化相增加，宏觀表現(xiàn)出強(qiáng)度明顯提高，塑性下降的現(xiàn)象。

由方案c1與a1、a2、a3、b1對(duì)比可知，合金的抗拉強(qiáng)度降低，抗拉強(qiáng)度由1265MPa降至1179MPa，但合金的塑性升高，伸長(zhǎng)率變化不大，斷面收縮率從46%增到61%。這主要是因?yàn)楹辖鹜嘶鸷蠼M織中存在大量α_p相，時(shí)效后表現(xiàn)出優(yōu)異的塑性。但同時(shí)由于形核析出相，在隨后的時(shí)效處理后，先析出的相繼續(xù)長(zhǎng)大，并減少了低溫時(shí)的相形核，從而使最終析出的相析出不均勻[11]，尺寸較大。因此，彌散強(qiáng)化作用減小，合金的強(qiáng)度降低。

3、結(jié)論

（1）合金在相變點(diǎn)以下進(jìn)行固溶/時(shí)效處理，隨著時(shí)效溫度的升高，析出的α_s相粗化且分布不均勻，合金的強(qiáng)度降低而塑性升高。

（2）合金在相變點(diǎn)以下進(jìn)行固溶/時(shí)效處理，隨著固溶溫度的升高，α_p相減少，析出的α_s相細(xì)小且分布均勻，合金的強(qiáng)度升高。

（3）退火后再進(jìn)行固溶/時(shí)效，α_p相含量增加，α_s相不均勻，合金的塑性顯著提高，而對(duì)強(qiáng)度的影響不大。

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