時效溫度對航空結構件用TB18鈦合金棒組織與力學性能的影響

TB18鈦合金是一種新型亞穩β鈦合金，其名義成分為Ti-5Al-5Mo-5V-6Cr-1Nb，具有比強度高、淬透性好和熱處理強化效應顯著等特性，在航空航天領域結構部件中極具應用前景[1-3]。隨著航空航天飛行器向著高速化發展，不僅要求鈦合金強度水平提高，而且對鈦合金的韌性提出了更高的要求。作為航空航天領域結構設計的一個重要力學性能指標，平面應變斷裂韌性KIC表征了材料抵抗裂紋失穩擴展的能力，是一種重要的損傷容限性能，能夠決定關鍵構件的壽命[4-7]。亞穩β鈦合金的斷裂韌性對其微觀結構特征相當敏感，研究發現，全片層狀αs相的合金比雙態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晶粒會導致塑性明顯降低，造成材料性能損失[8-9]。為實現強度–塑性–韌性等力學性能的綜合匹配，對鈦合金材料組織類型與力學性能的關系開展研究十分必要。

TB18鈦合金推薦的使用狀態是β退火態[10-11]，具有高強高韌的特點，但塑性較低，不易調控。有研究表明，亞穩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”現象發生[12-13]。因此，對TB18鈦合金進行α/β兩相區固溶時效熱處理，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性能（強度、塑性和斷裂韌性）之間的關系，以期為TB18鈦合金的進一步推廣應用提供理論基礎。

1、實驗

實驗材料為真空電弧熔煉的TB18鈦合金鑄錠，其相變點為（800±5）℃，化學成分見表1。鑄錠經開坯及多火次鍛造成φ400mm棒材，其鍛態組織如圖1a所示。

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

為了研究時效溫度對TB18鈦合金組織與力學性能的影響，對固溶態試樣塊進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標準要求，采用Instron5982型電子萬能材料試驗機進行拉伸性能和斷裂韌性測試，其中斷裂韌性試樣為25mm厚的標準試樣。顯微組織試樣經砂紙逐級打磨和機械拋光后，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）進行微觀組織觀察，并用Imageproplus軟件統計初生αp相含量和片層αs相厚度，每種時效制度試樣的數據來自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相的數量、形態差異不大，均為等軸狀或短棒狀。為了進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，導致時效過程中析出的片層狀αs相的大小和形態各不相同。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相的形核驅動力均增大，導致αs相在基體大量形核，但低溫下原子擴散速率較低，導致αs相形核后不易發生長大，所以時效過程中析出尺寸細小且彌散分布的αs相；當時效溫度較高時，合金的過冷度減小，導致αs相的形核比較困難，形核點較少，但高溫導致原子的擴散速率增大，因此析出的片層狀次生αs相的厚度較大并且體積分數降低。

2.2時效溫度對力學性能的影響

圖5為TB18鈦合金經相同溫度時效后的工程應力–應變曲線，表4為其室溫力學性能測試結果。從表4可以看出，TB18鈦合金經520℃時效處理后，可獲得良好的強韌性匹配，抗拉強度為1344MPa，屈服強度為1292MPa，斷后伸長率為11.5%，斷裂韌性為61.2MPa·m1/2。與同類亞穩β鈦合金[6,14]相比，TB18鈦合金具有更加優異的綜合力學性能。當時效溫度為500℃時，TB18鈦合金的強度最高，抗拉強度達到1388MPa，隨著時效溫度升高至600℃時，合金強度顯著降低，抗拉強度為1141MPa，下降了247MPa。提高亞穩β鈦合金強度的有效方法是α相析出強化，即α/β界面強化。高密度和尺寸細小的片層αs相增大了單位體積內α/β界面面積，而α/β界面作為變形過程中位錯運動的障礙，使得合金強度提高。時效溫度為500℃時，αs相的平均厚度為134nm，當時效溫度增加到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]，裂紋擴展方向與微觀結構密切相關，其中片層αs相體積分數和αs相厚度是影響鈦合金斷裂韌性的重要因素，片層αs相體積分數增大以及αs相片層厚度增加可以增強合金抗裂紋擴展的能力，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。裂紋擴展過程中，片層αs相寬度的增加也可以有效阻礙裂紋直線擴展，使裂紋發生較大的偏轉，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鈦合金屈服強度（Rp0.2）、斷裂韌性（KIC）與時效溫度之間的關系曲線。從圖7a可以看出，隨著時效溫度的升高，屈服強度逐漸減小，而斷裂韌性逐漸增加。屈服強度與斷裂韌性的變化趨勢相反說明合金的強度和韌性對時效溫度較為敏感，也表明對于控制合金強度和斷裂韌性的有效組織參數是不同的。TB18鈦合金的斷裂韌性與屈服強度呈負相關關系，KIC與斷后伸長率之間呈正相關關系，見圖7b。該結果與Hirth等人[16]的研究結果相似。研究人員通過理論推導獲得斷裂韌性和屈服強度之間的關系式如式（1）[17-18]。

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

裂紋擴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，并出現二次裂紋，說明裂紋擴展曲折度較高，擴展時吸收能量增加，合金斷裂韌性提高。斷口形貌中存在二次裂紋，說明裂紋在擴展時會釋放尖端應力，增加能量的消耗。二次裂紋的出現會導致斷裂韌性提高。從圖8a3、b3、c3所示預制裂紋區的過渡區形貌和穩定裂紋擴展區可以發現，在穩定裂紋擴展區，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，當時效溫度較低時，合金屈服強度高，裂紋尖端塑性區較小，擴展路徑較為平坦，合金的斷裂韌性較低。當時效溫度較高時，裂紋尖端塑性區增大，片層αs相厚度增加，裂紋擴展路徑曲折程度較大，合金的斷裂韌性較高。

3、結論

(1)熱鍛態TB18鈦合金呈現出典型的兩相區加工的鍛態組織，由等軸狀或短棒狀初生α相和β轉變組織構成，初生α相體積分數約為8.5%。

(2)750℃/2h固溶TB18鈦合金經不同溫度時效處理，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，屈服強度、斷后伸長率與KIC之間有較強的線性相關關系。

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

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