鈦合金具有低密度、高比強(qiáng)、耐高溫、抗腐蝕等優(yōu)異的綜合性能，是飛機(jī)和發(fā)動(dòng)機(jī)的主要結(jié)構(gòu)材料之一[1]。隨著我國(guó)航空航天事業(yè)的迅速發(fā)展，飛行器緊固件、彈性組件及主要承力結(jié)構(gòu)件對(duì)材料的需求更為突出地集中于耐蝕、輕質(zhì)、高強(qiáng)、耐高溫，因此發(fā)展高強(qiáng)鈦合金材料及其加工工藝對(duì)我國(guó)航空航天工業(yè)的發(fā)展具有積極的推動(dòng)作用[2]。β21S鈦合金是美國(guó)Timet公司在1989年研制開(kāi)發(fā)的亞穩(wěn)定β型鈦合金，該合金具有優(yōu)異的冷熱加工性能，高的淬透性，良好的抗蠕變性、抗氧化性和抗腐蝕性[3-8]，該合金和Ti-153合金一樣可以加工成板材、帶材、箔材、鍛件和棒材等，固溶+時(shí)效處理后在保證較高塑性的前提下可獲得σ_b≥1300MPa的超高強(qiáng)度，因此該合金得到飛機(jī)設(shè)計(jì)者和制造者的認(rèn)可，作為優(yōu)良的宇航結(jié)構(gòu)材料于1994年被列入美國(guó)ASTM標(biāo)準(zhǔn)中[9-10]。我國(guó)在GB/T3620.1—2007《鈦及鈦合金牌號(hào)和化學(xué)成分》中將該合金正式命名為T(mén)B8鈦合金，其名義成分為T(mén)i-3Al-2.7Nb-15Mo-0.2Si。本文通過(guò)制訂不同的固溶溫度研究了TB8鈦合金顯微組織及力學(xué)性能的變化規(guī)律，為其工程設(shè)計(jì)、制造、應(yīng)用提供參考數(shù)據(jù)。

1、試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)用TB8鈦合金鑄錠采用1t真空自耗電弧爐3次熔煉生產(chǎn)，其主要化學(xué)成分見(jiàn)表1，符合GB/T3620.1—2007標(biāo)準(zhǔn)要求。鑄錠經(jīng)β區(qū)和(α+β)區(qū)加熱鍛造成φ45mm規(guī)格棒材，然后在(α+β)區(qū)加熱軋制成φ12mm規(guī)格小棒，采用金相法測(cè)定該批合金的相變點(diǎn)(α+β→β轉(zhuǎn)變溫度)為825～830℃。

亞穩(wěn)定β型鈦合金使用狀態(tài)一般為固溶+時(shí)效態(tài)，因?yàn)椴捎霉倘?時(shí)效處理后合金才能達(dá)到所需要的工作強(qiáng)度。亞穩(wěn)定β型鈦合金固溶時(shí)高溫β相轉(zhuǎn)變?yōu)榻榉€(wěn)定相(過(guò)冷β相)，介穩(wěn)定相在隨后時(shí)效時(shí)發(fā)生分解，析出彌散的次生α相而達(dá)到合金強(qiáng)化的目的[2]。本試驗(yàn)固溶溫度分別為770、800、830、860和890℃，保溫1h，空冷;時(shí)效溫度為520℃，保溫8.5h，空冷。在OLYMPUS/PMG3型光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行顯微組織觀察，在INSTRON型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上測(cè)試室溫拉伸性能。

2、試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 TB8鈦合金顯微組織

TB8鈦合金試樣經(jīng)不同固溶溫度處理后顯微組織如圖1所示。從圖1(a，b)可以看出，TB8鈦合金在(α+β)/β相變點(diǎn)以下固溶處理后，合金顯微組織為兩相組織，即在β晶粒內(nèi)部及晶界上分布著大量未轉(zhuǎn)變的初生α相顆粒，且隨固溶溫度的升高，未轉(zhuǎn)變的初生α相顆粒數(shù)量相對(duì)減少，同時(shí)合金開(kāi)始再結(jié)晶轉(zhuǎn)變，β晶粒開(kāi)始長(zhǎng)大。從圖1(c～e)可以看出，TB8鈦合金在(α+β)/β相變點(diǎn)以上固溶處理后，合金顯微組織為單一的β晶粒(局部有非常少的初生α相顆粒)，且隨固溶溫度升高β晶粒明顯長(zhǎng)大。從圖1(f)可以看出，TB8鈦合金固溶并時(shí)效處理后，合金顯微組織中β晶界及晶粒內(nèi)部均勻彌散析出大量次生α相顆粒。

2.2 TB8鈦合金力學(xué)性能

圖2為T(mén)B8鈦合金經(jīng)不同固溶溫度處理后固溶態(tài)及固溶+520℃時(shí)效態(tài)力學(xué)性能。從圖2(a)可以看出，TB8鈦合金經(jīng)770、800、830、860和890℃固溶處理后，拉伸強(qiáng)度隨固溶溫度升高呈下降趨勢(shì)，塑性(特別是斷面收縮率)隨固溶溫度升高略有上升，其固溶態(tài)抗拉強(qiáng)度由908MPa降低至875MPa、斷面收縮率由69%升高至79%。這主要是由于TB8鈦合金固溶處理時(shí)，隨固溶溫度的升高，合金的固溶度增大，合金中初生α相顆粒逐步向β相轉(zhuǎn)變;也就是說(shuō)隨固溶溫度的升高，合金中殘存的第二相質(zhì)點(diǎn)減少(見(jiàn)圖1(a～e))，以致彌散強(qiáng)化作用降低。通常認(rèn)為隨固溶溫度升高，合金晶粒變得粗大，塑性及強(qiáng)度變差。以上固溶試驗(yàn)同樣存在晶粒長(zhǎng)大惡化塑性的現(xiàn)象，只是晶粒長(zhǎng)大惡化塑性與第二項(xiàng)溶解優(yōu)化塑性兩種現(xiàn)象共同作用，第二項(xiàng)溶解優(yōu)化塑性的作用更為顯著，其結(jié)果在宏觀上表現(xiàn)為隨固溶溫度升高合金強(qiáng)度下降，塑性上升。通過(guò)試驗(yàn)可知，合金在830℃固溶處理后，可獲得細(xì)小的單相β晶粒組織，其強(qiáng)度較低(抗拉強(qiáng)度890MPa)、塑性良好(斷面收縮率可達(dá)75%)，這十分有利于合金的冷加工，如標(biāo)準(zhǔn)件加工的冷鐓等。

從圖2(b)可以看出，TB8鈦合金經(jīng)不同溫度固溶+520℃時(shí)效處理后，合金在(α+β)/β相變點(diǎn)以下固溶時(shí)，隨固溶溫度升高，強(qiáng)度呈上升趨勢(shì)，塑性迅速下降;合金在(α+β)/β相變點(diǎn)以上固溶時(shí)，隨固溶溫度升高，強(qiáng)度和塑性略有降低;(α+β)/β相變點(diǎn)以上固溶+時(shí)效處理的抗拉強(qiáng)度普遍較(α+β)/β相變點(diǎn)以下固溶+時(shí)效處理的抗拉強(qiáng)度要高出50～60MPa，但塑性大幅度降低;總體來(lái)看，隨著固溶溫度的升高，合金固溶+時(shí)效態(tài)強(qiáng)度呈上升趨勢(shì)，塑性則明顯降低，其固溶+時(shí)效后抗拉強(qiáng)度由1345MPa升高至1410MPa，斷面收縮率則由64%下降至11%。

通常合金經(jīng)熱變形后得到的α相稱為初生α相(α_p)，在時(shí)效過(guò)程中得到的α相稱為次生α相(α_s)。合金在固溶過(guò)程中的主要相變是α+β→β的轉(zhuǎn)變，隨加熱溫度的升高，合金中α_p相數(shù)量逐漸減少，在(α+β)/β相變點(diǎn)以下，由于α_p相的存在，限制再結(jié)晶后β晶粒的長(zhǎng)大，時(shí)效強(qiáng)化后合金宏觀上表現(xiàn)出優(yōu)異的塑性。而當(dāng)固溶溫度高于(α+β)/β相變點(diǎn)時(shí)，由于沒(méi)有α_p相的釘扎作用，晶粒會(huì)迅速長(zhǎng)大，時(shí)效強(qiáng)化后合金表現(xiàn)為宏觀塑性變差，同時(shí)在相變點(diǎn)上固溶處理時(shí)，由于晶粒的長(zhǎng)大，時(shí)效強(qiáng)化后合金強(qiáng)度也略有降低。

有理論認(rèn)為，鈦合金組織中存在大量α_p相且原始β晶粒細(xì)小時(shí)，當(dāng)試樣進(jìn)行塑性變形時(shí)，滑移首先在個(gè)別位向因子較大的α晶粒內(nèi)開(kāi)動(dòng)，若α_p相數(shù)量多，變形能很快分散到許多晶粒中去，而不至于在個(gè)別晶粒中引起應(yīng)力集中而開(kāi)裂，因此等軸α_p相多的組織有利于較大變形的進(jìn)行，宏觀上表現(xiàn)為較好的塑性。因此在相變點(diǎn)下進(jìn)行固溶處理時(shí)，由于保留有一定數(shù)量的α_p相，合金在時(shí)效后表現(xiàn)出良好的塑性[11]。同時(shí)也有理論認(rèn)為，低溫固溶后進(jìn)行時(shí)效時(shí)，主要是在淬火過(guò)程中保留下來(lái)的亞穩(wěn)定β相發(fā)生分解，析出相分布均勻，故塑性好，而高溫固溶后進(jìn)行時(shí)效時(shí)，使針狀馬氏體發(fā)生分解，是在一定的界面上析出的細(xì)小分散β相，并沿一定方向排列，分布不均勻，故塑性差[12]。

時(shí)效過(guò)程中析出的彌散的α_s相是TB8鈦合金強(qiáng)化的主要機(jī)制，α_s相的形態(tài)主要呈片層狀，β型鈦合金時(shí)效后的組織中析出大量交錯(cuò)排列的α_s條，條間界面能夠阻礙滑移的進(jìn)行，使變形更加困難，因此，β型鈦合金時(shí)效后較固溶態(tài)強(qiáng)度變高、塑性變差[11]。TB8鈦合金在相變點(diǎn)上固溶處理時(shí)，α_p相顆粒幾乎全部溶解，形成儲(chǔ)能較高的亞穩(wěn)定的β單項(xiàng)晶粒，隨后時(shí)效過(guò)程中析出片層狀α_s相數(shù)量要多于相變點(diǎn)下固溶的，所以相變點(diǎn)上固溶+時(shí)效處理的抗拉強(qiáng)度普遍較相變點(diǎn)下固溶+時(shí)效處理的抗拉強(qiáng)度要高。

可以看出，TB8鈦合金通過(guò)合適的溫度固溶并時(shí)效后，可以獲得1300MPa以上的抗拉強(qiáng)度及良好的塑性匹配，可用于制造有特殊服役條件要求的飛機(jī)零部件。

3、結(jié)論

1)TB8鈦合金在(α+β)/β相變點(diǎn)以下固溶時(shí)，顯微組織由微小的初生α相顆粒與β基體晶粒組成，且隨固溶溫度升高初生α相顆粒數(shù)量減少，β基體晶粒長(zhǎng)大;在(α+β)/β相變點(diǎn)以上固溶時(shí)，獲得的組織為單一的等軸β晶粒，且隨固溶溫度升高合金β晶粒明顯長(zhǎng)大、強(qiáng)度降低、塑性升高。

2)TB8鈦合金830℃固溶+520℃時(shí)效處理后，組織中β晶界及晶粒內(nèi)部均勻彌散析出大量次生α相顆粒。隨固溶溫度升高，固溶+時(shí)效態(tài)合金強(qiáng)度升高，塑性降低。

3)TB8鈦合金在770～830℃固溶后，具有較高的強(qiáng)度和優(yōu)異的塑性，經(jīng)520℃時(shí)效后，綜合性能優(yōu)異，抗拉強(qiáng)度＞1300MPa，伸長(zhǎng)率＞15%，斷面收縮率＞55%。

參考文獻(xiàn):

[1]《中國(guó)航空材料手冊(cè)》編輯委員會(huì).中國(guó)航空材料手冊(cè)[M].北京:中國(guó)標(biāo)準(zhǔn)出版社，2002．

[2]葉紅川，張雪華，曲恒磊，等.兩相區(qū)熱處理對(duì)TC4-DT合金板材組織和性能的影響[J].金屬熱處理，2011，36(12):1-3．

[3]朱知壽，鐘鳴，儲(chǔ)俊鵬，等.β21S鈦合金薄板材的熱處理工藝和冷成形性能研究[J].稀有金屬材料與工程，2000，29(1):50-52．

[4]鐘鳴，陳玉文，朱知壽.一種Ti-Mo-Nb-Al合金的固溶態(tài)顯微組織研究[J].稀有金屬材料與工程，2000，29(2):118-120．

[5]陳玉文.β21S鈦合金的組織和性能研究[J].材料工程，1998(1):11-14．

[6]王紅武.β21S鈦合金板材冷軋加工工藝的研究[J].鈦工業(yè)進(jìn)展，2001，18(2):39-41．

[7]范榮輝，李德富，賀金宇.β21S鈦合金棒材熱處理研究[J].鈦工業(yè)進(jìn)展，2008，25(6):20-23．

[8]李國(guó)慶.TB8鈦合金板材熱處理研究[J].航空與航天，2001，13(2):15-17．

[9]魏壽庸，全桂彝，何瑜，等.具有優(yōu)良綜合性能的高強(qiáng)21S鈦合金[J].稀有金屬，1997，21(增刊):63．

[10]彭益群，脫祥明，周光爵，等.超高強(qiáng)度鈦合金的研制[J].稀有金屬，1997，21(增刊):53．

[11]馮亮，曲恒磊，趙永慶，等.固溶溫度對(duì)TC21鈦合金組織和力學(xué)性能的影響[J].稀有金屬材料與工程，2005，34(增刊3):341-343．

[12]張寶昌.有色金屬及其熱處理[M].西安:西北工業(yè)大學(xué)出版社，1993．