【论文荐读】西部超导材料科技股份有限公司何龙龙等：时效温度对TB18钛合金组织与力学性能的影响

TB18钛合金是一种新型亚稳β钛合金，其名义成分为Ti-5Al-5Mo-5V-6Cr-1Nb，具有比强度高、淬透性好和热处理强化效应显著等特性，在航空航天领域结构部件中极具应用前景。随着航空航天飞行器向着高速化发展，不仅要求钛合金强度水平提高，而且对钛合金的韧性提出了更高的要求。作为航空航天领域结构设计的一个重要力学性能指标，平面应变断裂韧性KIC表征了材料抵抗裂纹失稳扩展的能力，是一种重要的损伤容限性能，能够决定关键构件的寿命。亚稳β钛合金的断裂韧性对其微观结构特征相当敏感，研究发现，全片层状αs相的合金比双态组织的合金具有更高的断裂韧性，但通过β退火工艺获得的片层状组织和粗大β晶粒会导致塑性明显降低，造成材料性能损失。为实现强度–塑性–韧性等力学性能的综合匹配，对钛合金材料组织类型与力学性能的关系开展研究十分必要。

TB18钛合金推荐的使用状态是β退火态，具有高强高韧的特点，但塑性较低，不易调控。有研究表明，亚稳β钛合金仅保留少量的等轴αp相，就能保持较好的塑性，避免“β脆”现象发生。因此，对TB18钛合金进行α/β两相区固溶时效热处理，通过改变时效温度获得不同类型的微观组织，并测试合金拉伸性能和断裂韧性，揭示不同类型组织与力学性能(强度、塑性和断裂韧性)之间的关系，以期为TB18钛合金的进一步推广应用提供理论基础。

实验材料为真空电弧熔炼的TB18钛合金铸锭，其相变点为(800±5)℃，化学成分见表1。铸锭经开坯及多火次锻造成φ400mm棒材，其锻态组织如图1a所示。

图1  TB18钛合金棒材显微组织:(a)锻态;(b)750℃固溶处理后

由图1a可以看出，锻态棒材组织为典型的双态组织，由等轴状或短棒状初生αp相和β转变组织(βtrans)组成，初生αp相体积分数约8.5%。TB18钛合金棒材经 750℃/2h/AC固溶处理后的组织如图1b所示。由图1b可以看出，α/β两相区固溶态组织主要由β相和初生αp组成，相比于锻态组织，固溶处理后初生αp相的含量明显降低。固溶态TB18钛合金棒材的室温拉伸性能见表2，其抗拉强度为870MPa，断后伸长率为26.0%，具有中等强度和良好的塑性。图2为α/β两相区固溶处理后TB18钛合金的EDS元素面扫图。从图2可以看出，经α/β两相区固溶处理后，β相内主元素分布均匀，未发生明显成分偏析，有利于后续时效过程中α相的均匀析出。

图2 固溶态TB18钛合金棒材EDS面扫图

为了研究时效温度对TB18钛合金组织与力学性能的影响，从固溶态棒材上切取φ400mm×80mm试样块，对试样块进行不同制度的时效处理，具体热处理制度见表3。在时效处理后的试样块R/2处切取拉伸试样和断裂韧性试样，分别按照GB/T228.1—2021和GB/T4161—2007标准要求，采用Instron5982型电子万能材料试验机进行拉伸性能和断裂韧性测试，其中断裂韧性试样为25mm厚的标准试样。显微组织试样经砂纸逐级打磨和机械抛光后，用腐蚀液浸蚀，腐蚀液由HF、HNO3、H2O按体积比1∶3∶7混合而成。采用JSM-IT700HR扫描电子显微镜(SEM)进行微观组织观察，并用Image pro plus软件统计初生αp相含量和片层αs相厚度，每种时效制度试样的数据来自3张SEM图像测量的平均值。采用SEM观察断裂韧性试样的断口形貌及断口附近的显微组织。

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时效温度对显微组织的影响

图3为750℃/2h固溶后再经不同温度时效处理的TB18钛合金SEM照片。从图3可以看出，不同温度时效处理后TB18钛合金的显微组织均由等轴状或短棒状的初生αp相、残余β相以及其上弥散分布的片层状αs相组成。不同时效温度下初生αp相的数量、形态差异不大，均为等轴状或短棒状。

图3 不同温度时效处理后TB18钛合金SEM照片:(a)500℃;(b)520℃;(c)540℃；(d)560℃;(e)580℃;(f)600℃

为了进一步探索时效温度对TB18钛合金片层状αs相的影响，选取局部位置进行组织观察，如图4所示。从图4可以看出，由于时效温度不同，导致时效过程中析出的片层状αs相的大小和形态各不相同。时效温度为500℃时，大量αs相呈片层状弥散分布在β基体上，其片层厚度平均值为134nm(图4a)。随着时效温度由500℃增加到600℃，αs相的厚度明显增大，片层αs相厚度平均值为192nm(图4f)。这是由于时效温度较低时，过冷度和αs相的形核驱动力均增大，导致αs相在基体大量形核，但低温下原子扩散速率较低，导致αs相形核后不易发生长大，所以时效过程中析出尺寸细小且弥散分布的αs相；当时效温度较高时，合金的过冷度减小，导致αs相的形核比较困难，形核点较少，但高温导致原子的扩散速率增大，因此析出的片层状次生αs相的厚度较大并且体积分数降低。

图4 不同温度时效处理后TB18钛合金组织中αs相形貌:(a)500℃;(b)520℃;(c)540℃;(d)560℃;(e)580℃;(f)600℃

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时效温度对力学性能的影响

表4为TB18钛合金经相同温度时效后的室温力学性能测试结果。从表4可以看出，TB18钛合金经520℃时效处理后，可获得良好的强韧性匹配，抗拉强度为1344MPa，屈服强度为1292MPa，断后伸长率为11.5%，断裂韧性为61.2MPa·m1/2。与同类亚稳β钛合金相比，TB18钛合金具有更加优异的综合力学性能。当时效温度为500℃时，TB18钛合金的强度最高，抗拉强度达到1388MPa，随着时效温度升高至600℃时，合金强度显著降低，抗拉强度为1141MPa，下降了247MPa。提高亚稳β钛合金强度的有效方法是α相析出强化，即α/β界面强化。高密度和尺寸细小的片层αs相增大了单位体积内α/β界面面积，而α/β界面作为变形过程中位错运动的障碍，使得合金强度提高。时效温度为500℃时，αs相的平均厚度为134nm，当时效温度增加到600℃时，αs相的平均厚度为192nm，片层αs相厚度增大，合金强度降低。

从表4还可以看出，随着时效温度由500℃升高至600℃，TB18钛合金的塑韧性逐渐增大，断后伸长率由10.2%提高到19.0%，断裂韧性由50.1MPa·m1/2提高到131MPa·m1/2。研究表明，裂纹扩展方向与微观结构密切相关，其中片层αs相体积分数和αs相厚度是影响钛合金断裂韧性的重要因素，片层αs相体积分数增大以及αs相片层厚度增加可以增强合金抗裂纹扩展的能力，使合金具有较高的断裂韧性。

由于α/β相界面的结合能较低，微裂纹很容易在αp/β和αs/β相界面形成。图5为经520℃时效处理后TB18钛合金断裂韧性试样断口附近观察到的成核位点。裂纹扩展过程中，片层αs相宽度的增加也可以有效阻碍裂纹直线扩展，使裂纹发生较大的偏转，从而消耗较多的能量，提高合金的断裂韧性。在本研究中，TB18钛合金的时效温度由500℃提高到600℃时，αs相厚度逐渐增大，使得TB18钛合金的断裂韧性随着时效温度的提高而逐渐增大。

图5 520℃时效处理后TB18钛合金断裂韧性试样断口附近的成核位点:(a)αs/β相界面; (b)αp/β相界面

结   论

热锻态TB18钛合金呈现出典型的两相区加工的锻态组织，由等轴状或短棒状初生α相和β转变组织构成，初生α相体积分数约为8.5%。

750℃/2h固溶TB18钛合金经不同温度时效处理，随着时效温度的升高，初生αp相含量及形态差异不大，片层αs相厚度增加。

随着时效温度的提高，TB18钛合金强度下降，断后伸长率、断面收缩率和断裂韧性明显提升，屈服强度、断后伸长率与KIC之间有较强的线性相关关系。

TB18钛合金经固溶及520℃时效处理后，可获得良好的强韧性匹配，其抗拉强度为1344MPa，屈服强度为1292MPa，断后伸长率为11.5%，断裂韧性为61.2MPa·m1/2。