TB18鈦合金是一種新型亞穩(wěn)β鈦合金，其名義成分為Ti-5Al-5Mo-5V-6Cr-1Nb，具有比強(qiáng)度高、淬透性好和熱處理強(qiáng)化效應(yīng)顯著等特性，在航空航天領(lǐng)域結(jié)構(gòu)部件中極具應(yīng)用前景[1-3]。隨著航空航天飛行器向著高速化發(fā)展，不僅要求鈦合金強(qiáng)度水平提高，而且對鈦合金的韌性提出了更高的要求。作為航空航天領(lǐng)域結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)的一個重要力學(xué)性能指標(biāo)，平面應(yīng)變斷裂韌性KIC表征了材料抵抗裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展的能力，是一種重要的損傷容限性能，能夠決定關(guān)鍵構(gòu)件的壽命[4-7]。亞穩(wěn)β鈦合金的斷裂韌性對其微觀結(jié)構(gòu)特征相當(dāng)敏感，研究發(fā)現(xiàn)，全片層狀αs相的合金比雙態(tài)組織的合金具有更高的斷裂韌性，但通過β退火工藝獲得的片層狀組織和粗大β晶粒會導(dǎo)致塑性明顯降低，造成材料性能損失[8-9]。為實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度–塑性–韌性等力學(xué)性能的綜合匹配，對鈦合金材料組織類型與力學(xué)性能的關(guān)系開展研究十分必要。

TB18鈦合金推薦的使用狀態(tài)是β退火態(tài)[10-11]，具有高強(qiáng)高韌的特點(diǎn)，但塑性較低，不易調(diào)控。有研究表明，亞穩(wěn)β鈦合金僅保留少量的等軸αp相，就能保持較好的塑性，避免“β脆”現(xiàn)象發(fā)生[12-13]。因此，對TB18鈦合金進(jìn)行α/β兩相區(qū)固溶時效熱處理，通過改變時效溫度獲得不同類型的微觀組織，并測試合金拉伸性能和斷裂韌性，揭示不同類型組織與力學(xué)性能（強(qiáng)度、塑性和斷裂韌性）之間的關(guān)系，以期為TB18鈦合金的進(jìn)一步推廣應(yīng)用提供理論基礎(chǔ)。

1、實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為真空電弧熔煉的TB18鈦合金鑄錠，其相變點(diǎn)為（800±5）℃，化學(xué)成分見表1。鑄錠經(jīng)開坯及多火次鍛造成φ400mm棒材，其鍛態(tài)組織如圖1a所示。

由圖1a可以看出，鍛態(tài)棒材組織為典型的雙態(tài)組織，由等軸狀或短棒狀初生αp相和β轉(zhuǎn)變組織（βtrans）組成，初生αp相體積分?jǐn)?shù)約8.5%。從固溶態(tài)TB18鈦合金棒材上切取φ400mm×80mm試樣塊，試樣塊經(jīng)750℃/2h/AC固溶處理后的組織如圖1b所示。由圖1b可以看出，α/β兩相區(qū)固溶態(tài)組織主要由β相和初生αp組成，相比于鍛態(tài)組織，固溶處理后初生αp相的含量明顯降低。固溶態(tài)TB18鈦合金棒材的室溫拉伸性能見表2，其抗拉強(qiáng)度為870MPa，斷后伸長率為26.0%，具有中等強(qiáng)度和良好的塑性。圖2為α/β兩相區(qū)固溶處理后TB18鈦合金的EDS元素面掃圖。從圖2可以看出，經(jīng)α/β兩相區(qū)固溶處理后，β相內(nèi)主元素分布均勻，未發(fā)生明顯成分偏析，有利于后續(xù)時效過程中α相的均勻析出。

為了研究時效溫度對TB18鈦合金組織與力學(xué)性能的影響，對固溶態(tài)試樣塊進(jìn)行不同制度的時效處理，具體熱處理制度見表3。在時效處理后的試樣塊R/2處切取拉伸試樣和斷裂韌性試樣，分別按照GB/T228.1—2021和GB/T4161—2007標(biāo)準(zhǔn)要求，采用Instron5982型電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸性能和斷裂韌性測試，其中斷裂韌性試樣為25mm厚的標(biāo)準(zhǔn)試樣。顯微組織試樣經(jīng)砂紙逐級打磨和機(jī)械拋光后，用腐蝕液浸蝕，腐蝕液由HF、HNO3、H2O按體積比1∶3∶7混合而成。采用JSM-IT700HR掃描電子顯微鏡（SEM）進(jìn)行微觀組織觀察，并用Imageproplus軟件統(tǒng)計(jì)初生αp相含量和片層αs相厚度，每種時效制度試樣的數(shù)據(jù)來自3張SEM圖像測量的平均值。采用SEM觀察斷裂韌性試樣的斷口形貌及斷口附近的顯微組織。

2、結(jié)果與討論

2.1時效溫度對顯微組織的影響

圖3為750℃/2h固溶后再經(jīng)不同溫度時效處理的TB18鈦合金SEM照片。

從圖3可以看出，不同溫度時效處理后TB18鈦合金的顯微組織均由等軸狀或短棒狀的初生αp相、殘余β相以及其上彌散分布的片層狀αs相組成。不同時效溫度下初生αp相的數(shù)量、形態(tài)差異不大，均為等軸狀或短棒狀。為了進(jìn)一步探索時效溫度對TB18鈦合金片層狀αs相的影響，選取局部位置進(jìn)行組織觀察，如圖4所示。從圖4可以看出，由于時效溫度不同，導(dǎo)致時效過程中析出的片層狀αs相的大小和形態(tài)各不相同。時效溫度為500℃時，大量αs相呈片層狀彌散分布在β基體上，其片層厚度平均值為134nm（圖4a）。

隨著時效溫度由500℃增加到600℃，αs相的厚度明顯增大，片層αs相厚度平均值為192nm（圖4f）。這是由于時效溫度較低時，過冷度和αs相的形核驅(qū)動力均增大，導(dǎo)致αs相在基體大量形核，但低溫下原子擴(kuò)散速率較低，導(dǎo)致αs相形核后不易發(fā)生長大，所以時效過程中析出尺寸細(xì)小且彌散分布的αs相；當(dāng)時效溫度較高時，合金的過冷度減小，導(dǎo)致αs相的形核比較困難，形核點(diǎn)較少，但高溫導(dǎo)致原子的擴(kuò)散速率增大，因此析出的片層狀次生αs相的厚度較大并且體積分?jǐn)?shù)降低。

2.2時效溫度對力學(xué)性能的影響

圖5為TB18鈦合金經(jīng)相同溫度時效后的工程應(yīng)力–應(yīng)變曲線，表4為其室溫力學(xué)性能測試結(jié)果。從表4可以看出，TB18鈦合金經(jīng)520℃時效處理后，可獲得良好的強(qiáng)韌性匹配，抗拉強(qiáng)度為1344MPa，屈服強(qiáng)度為1292MPa，斷后伸長率為11.5%，斷裂韌性為61.2MPa·m1/2。與同類亞穩(wěn)β鈦合金[6,14]相比，TB18鈦合金具有更加優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。當(dāng)時效溫度為500℃時，TB18鈦合金的強(qiáng)度最高，抗拉強(qiáng)度達(dá)到1388MPa，隨著時效溫度升高至600℃時，合金強(qiáng)度顯著降低，抗拉強(qiáng)度為1141MPa，下降了247MPa。提高亞穩(wěn)β鈦合金強(qiáng)度的有效方法是α相析出強(qiáng)化，即α/β界面強(qiáng)化。高密度和尺寸細(xì)小的片層αs相增大了單位體積內(nèi)α/β界面面積，而α/β界面作為變形過程中位錯運(yùn)動的障礙，使得合金強(qiáng)度提高。時效溫度為500℃時，αs相的平均厚度為134nm，當(dāng)時效溫度增加到600℃時，αs相的平均厚度為192nm，片層αs相厚度增大，合金強(qiáng)度降低。

從表4還可以看出，隨著時效溫度由500℃升高至600℃，TB18鈦合金的塑韌性逐漸增大，斷后伸長率由10.2%提高到19.0%，斷裂韌性由50.1MPa·m1/2提高到131MPa·m1/2。研究表明[5,8-9]，裂紋擴(kuò)展方向與微觀結(jié)構(gòu)密切相關(guān)，其中片層αs相體積分?jǐn)?shù)和αs相厚度是影響鈦合金斷裂韌性的重要因素，片層αs相體積分?jǐn)?shù)增大以及αs相片層厚度增加可以增強(qiáng)合金抗裂紋擴(kuò)展的能力，使合金具有較高的斷裂韌性。

由于α/β相界面的結(jié)合能較低，微裂紋很容易在αp/β和αs/β相界面形成。圖6為經(jīng)520℃時效處理后TB18鈦合金斷裂韌性試樣斷口附近觀察到的成核位點(diǎn)。裂紋擴(kuò)展過程中，片層αs相寬度的增加也可以有效阻礙裂紋直線擴(kuò)展，使裂紋發(fā)生較大的偏轉(zhuǎn)，從而消耗較多的能量，提高合金的斷裂韌性[15]。在本研究中，TB18鈦合金的時效溫度由500℃提高到600℃時，αs相厚度逐漸增大，使得TB18鈦合金的斷裂韌性隨著時效溫度的提高而逐漸增大。

圖7a為TB18鈦合金屈服強(qiáng)度（Rp0.2）、斷裂韌性（KIC）與時效溫度之間的關(guān)系曲線。從圖7a可以看出，隨著時效溫度的升高，屈服強(qiáng)度逐漸減小，而斷裂韌性逐漸增加。屈服強(qiáng)度與斷裂韌性的變化趨勢相反說明合金的強(qiáng)度和韌性對時效溫度較為敏感，也表明對于控制合金強(qiáng)度和斷裂韌性的有效組織參數(shù)是不同的。TB18鈦合金的斷裂韌性與屈服強(qiáng)度呈負(fù)相關(guān)關(guān)系，KIC與斷后伸長率之間呈正相關(guān)關(guān)系，見圖7b。該結(jié)果與Hirth等人[16]的研究結(jié)果相似。研究人員通過理論推導(dǎo)獲得斷裂韌性和屈服強(qiáng)度之間的關(guān)系式如式（1）[17-18]。

式中，rp為裂紋尖端塑性區(qū)尺寸，σy為材料屈服強(qiáng)度，KI為應(yīng)力強(qiáng)度因子。通過式（1）可以看出，rp與σy有關(guān)，在相同KI下，屈服強(qiáng)度越大，塑性區(qū)尺寸越小，即裂紋尖端區(qū)域產(chǎn)生的變形越小，在開裂階段吸收的能量較少，導(dǎo)致斷裂韌性值降低[15,19]。

裂紋擴(kuò)展過程中的能耗除了包括克服裂紋尖端塑性變形吸收的能量，還包括裂紋偏轉(zhuǎn)過程中吸收的能量[15]。圖8為不同溫度時效處理后TB18鈦合金斷裂韌性試樣的斷口形貌。從圖8a2、b2、c2可以看出，相比低溫時效（500、540℃），600℃時效試樣的斷口表面凹凸起伏明顯增加，溝壑變深，并出現(xiàn)二次裂紋，說明裂紋擴(kuò)展曲折度較高，擴(kuò)展時吸收能量增加，合金斷裂韌性提高。斷口形貌中存在二次裂紋，說明裂紋在擴(kuò)展時會釋放尖端應(yīng)力，增加能量的消耗。二次裂紋的出現(xiàn)會導(dǎo)致斷裂韌性提高。從圖8a3、b3、c3所示預(yù)制裂紋區(qū)的過渡區(qū)形貌和穩(wěn)定裂紋擴(kuò)展區(qū)可以發(fā)現(xiàn)，在穩(wěn)定裂紋擴(kuò)展區(qū)，不同溫度時效后試樣的斷裂面均覆蓋著高密度的韌窩，表明為韌性斷裂。

綜上所述，當(dāng)時效溫度較低時，合金屈服強(qiáng)度高，裂紋尖端塑性區(qū)較小，擴(kuò)展路徑較為平坦，合金的斷裂韌性較低。當(dāng)時效溫度較高時，裂紋尖端塑性區(qū)增大，片層αs相厚度增加，裂紋擴(kuò)展路徑曲折程度較大，合金的斷裂韌性較高。

3、結(jié)論

(1)熱鍛態(tài)TB18鈦合金呈現(xiàn)出典型的兩相區(qū)加工的鍛態(tài)組織，由等軸狀或短棒狀初生α相和β轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成，初生α相體積分?jǐn)?shù)約為8.5%。

(2)750℃/2h固溶TB18鈦合金經(jīng)不同溫度時效處理，隨著時效溫度的升高，初生αp相含量及形態(tài)差異不大，片層αs相厚度增加。

(3)隨著時效溫度的提高，TB18鈦合金強(qiáng)度下降，斷后伸長率、斷面收縮率和斷裂韌性明顯提升，屈服強(qiáng)度、斷后伸長率與KIC之間有較強(qiáng)的線性相關(guān)關(guān)系。

(4)TB18鈦合金經(jīng)固溶及520℃時效處理后，可獲得良好的強(qiáng)韌性匹配，其抗拉強(qiáng)度為1344MPa，屈服強(qiáng)度為1292MPa，斷后伸長率為11.5%，斷裂韌性為61.2MPa·m1/2。

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