TB6（名義成分為 Ti-10V-2Fe-3Al）鈦合金是一種近β型高強高韌鈦合金，具有比強度高、斷裂韌性及淬透性好、各向異性低、鍛造溫度低和抗應力腐蝕能力強等優點，可滿足損傷容限設計和結構效率高、可靠性高、制造成本低的需求，適用于制作一些高強度鍛件，尤其是等溫或熱鍛件，如飛機機身、起落架、前起落架操縱機構和較大的襟翼導軌等部件，具有廣闊的應用前景 [1-4] 。

已有研究表明，TB6 鈦合金經熱處理后在得到 4%~10%延伸率的情況下可以獲得1100~1400 MPa 的強度，合金具有相變過程的多樣性，因此熱處理工藝對合金組織及性能的影響非常大 [5] 。固溶時效作為鈦合金強化的一種典型的熱處理方法，其原理就是通過固溶處理使可溶組分完全溶入到固溶體中，淬火后形成過冷亞穩β相，在隨后的時效過程中這種亞穩β相會發生分解析出彌散的第二相引起強化。王曉燕等 [6] 研究了初生及次生α相對 Ti-1023合金拉伸性能和斷裂韌性的影響，結果表明：在固溶條件下，α_p 相體積分數減少，材料強度降低。在固溶時效條件下，α_p 相體積分數減少，材料強度和斷裂韌性升高；時效過程析出的α_s相可明顯影響材料的力學性能；減少 α_p 的體積分數，控制合適的 α_s相數量和尺寸并盡可能減少連續晶界α相和尺寸，可以獲得較高的強塑性匹配。鹿超龍等 [7] 研究了固溶時效處理對 TB6 鈦合金組織的影響，結果表明：TB6 鈦合金在相變點以下固溶處理，溫度越高，α相溶解越徹底，α"相含量越多；固溶處理溫度高于相變點溫度時，隨著溫度的升高，α"相數量減少，顯微組織幾乎全為β相且晶粒尺寸增大；當固溶溫度接近相變點時，固溶處理后的顯微組織大部分為β相和 α"，有利于之后的時效處理；空冷時冷卻速度較慢，析出的α相尺寸較大，由于過冷度小，β 相轉化為 α"過程可能被抑制，讓β相轉變為更多的α相，隨著空冷時間的延長，組織會更加均勻。目前雖然對 TB6 鈦合金固溶時效制度研究較多，但為了能夠得到更加便于分析對比的實驗數據而設置的固溶時效溫度區間跨度較大，而對于更貼近實際生產應用的小范圍內改變固溶時效溫度對 TB6 合金組織及性能的影響研究不多。本文旨在通過小范圍內改動固溶時效溫度，研究 TB6 鈦合金棒材顯微組織與力學性能的變化規律，以期獲得熱處理工藝與合金棒材的組織、強度、塑性、斷裂韌性的最佳匹配方案，為該合金棒材實際生產做參考。

1、 實驗材料和方法

1.1 實驗材料

實驗用料為經 3 次真空自耗電弧爐熔煉制備的規格為 ?620 mm 的 TB6 鈦合金鑄錠，采用 ICP（電感耦合等離子體發射光譜儀）測試鑄錠化學成分見表 1，成分滿足 AMS4984F 標準的要求，用金相法測得該鑄錠的(α+β)/β 相變點為 800~805 ℃。

鑄錠采用高溫鍛造+低溫鍛造+高溫鍛造工藝進行多火次鍛造，經過充分的塑性變形后鍛造成規格為 ?140 mm 的 TB6 鈦合金棒材，棒材的鍛后宏觀組織與微觀組織如圖 1 所示。

宏觀組織無裂紋、折疊、氣孔、偏析、金屬或非金屬夾雜及其他目視可見的冶金缺陷，無肉眼可見的清晰粗大晶粒。微觀組織由等軸的初生α相、β 轉變組織（次生 α）和殘余β相構成。

1.2 實驗方法

根據 AMS4984F 標準中的熱處理制度要求：在相變點以下 33~56 ℃范圍內進行固溶處理，保溫時間不少于 30 min，水冷；在 482~524 ℃范圍內進行時效處理，保溫時間不少于8 h，空冷。研究了不同固溶時效制度對TB6鈦合金棒材顯微組織、室溫拉伸性能以及斷裂韌性的影響。

為保證實驗結果的一致性，室溫拉伸試樣取樣方向為弦向（見圖 2），顯微組織檢測方向為縱向，斷裂韌性（K 1C ）取樣方向為 C-R 向（見圖 3）。熱鍛完成后采用 H-5550 型帶鋸床在規格為 ?140 mm 的 TB6 鈦合金棒材上切取 30 mm 長的試樣棒，根據表 2 所列熱處理制度利用馬弗爐對試樣棒進行熱處理實驗，每個試樣棒熱處理完成后切取弦向拉伸試樣和 C-R向斷裂韌性試樣，室溫拉伸性能滿足 ASTM E8/E8M 標準的要求，斷裂韌性檢測符合 ASTME399 標準的要求。其中，合金熱處理用馬弗爐的精度等級為 2 級，采用 ICX41M 型倒置光學顯微鏡觀察合金的顯微組織，采用 CMT5205 型萬能電子拉伸實驗機檢測室溫拉伸性能，采用 QBG-150 型高頻疲勞實驗機進行斷裂韌性實驗。

2、 結果與分析

2.1 熱處理制度對顯微組織的影響

方案 1 ^# ~3 ^# 均采用了符合 AMS4984F 標準要求的常規固溶時效熱處理制度。研究表明：TB6 鈦合金在相變點以下 30~60 ℃（符合 AMS4984F 標準要求）進行固溶處理后，既能使合金保留一定的初生α相（α_p ）含量，又能使合金中的β相穩定元素 Fe 和 V 元素富化，讓β 相保持一種更加穩定的狀態。TB6 鈦合金因其富含同晶型β相穩定元素 V 及慢共析型 β相穩定元素 Fe，足以使 M s （馬氏體轉變溫度）值降至室溫以下，所以將不會發生馬氏體轉變。合金在相變溫度以下 30~60 ℃固溶后快速淬火，在保留了絕大部分β相（過冷亞穩 β相）的同時，會發生少量 β→α"相的轉變以及可能形成的淬火 ω 相。在隨后的時效過程中，會發生馬氏體 α"相及淬火 ω 相的轉化、分解以及亞穩β相的分解，從飽和β相上析出細小、彌散的次生α相（α_s） [4] 。

方案 1 ^# ~3 ^# 顯微組織見圖 4。可以看出，TB6 鈦合金棒材經不同固溶溫度+相同時效溫度處理后，顯微組織由彌散分布的等軸 α_p 相及β轉變組織構成，初生α相在β相邊界形核并長大，次生α相存在于轉變β基體上。隨著固溶溫度的提高，TB6 鈦合金棒材 α_p 相含量逐漸減少。經金相分析軟件檢測，當固溶溫度為 765 ℃時，α_p 相體積分數為 18%。固溶溫度為 775 ℃時，α_p 相體積分數為 15%，固溶溫度升至 785 ℃時，α_p 相體積分數降至 13%。但原始β晶粒的尺寸變化不大，這主要是由于合金在相變點以下進行固溶處理時，α_p 相含量相比于相變點以上固溶時溶解數量要小的多，有相當一部分 α_p 相得以保存下來。由于 α_p 相的存在，釘扎于原始β基體上，限制了再結晶后β晶粒的長大趨勢 [8] 。但隨著固溶溫度的升高，α_p 相溶解數量增加，β 相含量也隨之增加，淬火后更多的亞穩β相得以形成，經 510 ℃時效后析出的次生α相含量增加。

方案 4 ^# ~6 ^# 是根據 AMS4984F 標準要求確定的時效處理制度。鈦合金的時效處理主要是為了使固溶處理后經快速淬火所獲得的亞穩β相、馬氏體 α"相等發生脫溶過程，析出細小彌散的次生α相（α_s）引起合金強化。隨著時效溫度的不同，析出物的數量及類型亦有差別。

時效溫度較低時，反應速度較慢，組織中β相來不及直接析出α相，首先會析出少量過渡型ω 相，ω 相的存在將導致合金變硬、變脆。隨著時效溫度的升高，脆性 ω 相會轉變為彌散均勻的α相，合金棒材的綜合性能將會得到相應改善 [9–10] 。

方案 4 ^# ~6 ^# 顯微組織見圖 5。從圖 4 可以看出 TB6 鈦合金棒材經相同固溶溫度+不同時效溫度處理后，顯微組織由等軸 α_p 相、β 轉變組織以及殘余β相構成。隨著時效溫度的提高，TB6 合金棒材的 α_p 相含量及尺寸均變化不大，經檢測 α_p 相體積分數約為 20%。但 α_s相有長大趨勢，逐漸出現條狀相，這種趨勢隨著時效溫度的提高而加劇。這是因為隨著時效溫度的提高，加快了 α_s相長大趨勢，導致析出的 α_s相粗化，尺寸增長變寬，且均勻化程度亦有一定的下降。

2.2 熱處理制度對拉伸性能及斷裂韌性的影響

經不同熱處理制度處理后TB6鈦合金棒材的室溫拉伸性能及斷裂韌性見圖 6。對比方案1 ^# ~3 ^# 可以看出，TB6 鈦合金棒材經不同固溶溫度+相同時效溫度處理后，隨著固溶溫度的提高，合金棒材的強度增加，抗拉強度由1206升至1297 MPa，屈服強度由1110升至1205 MPa。

塑性略有下降，延伸率由 15%降至 12.5%。斷面收縮率由 54%降至 47%。斷裂韌性降低，由 41.5 降至 33 MPa·m ^1/2 。這主要是因為隨著相變點以下固溶溫度的提高，原始β晶粒因初生α相的釘扎作用導致尺寸無明顯變化，但初生α相含量減少，初生α相的減少不利于晶界的協調變形，降低了合金抗裂紋萌生的能力，對變形過程的持續進行產生不利影響，降低了材料的塑性。但隨著固溶溫度的升高，初生α的溶解數量增加，初生α相含量減少，β 相含量增加，淬火后更多的亞穩β相得以形成，更多的亞穩β相經時效后將會使次生α相的含量增加，一定數量且細小彌散的次生α相會使合金棒材的強度增加。而對斷裂韌性而言，初生α尺寸越大、數量越多對斷裂韌性越有利，而數量越多且細小彌散、主要起強化作用的次生α相對其越不利。隨著固溶溫度的升高，初生α相含量減少，α_p 相的釘扎效果減弱，β 晶粒尺寸增加，導致裂紋擴展所經過的途徑減少，所以導致合金斷裂韌性減少 [11] 。

對比方案 4 ^# ~6 ^# 可以看出，TB6 鈦合金棒材經相同固溶溫度+不同時效溫度處理后，隨著時效溫度的提高，合金棒材的強度下降，抗拉強度由 1249 降至 1185 MPa，屈服強度由 1143降至 1080 MPa。塑性升高，延伸率由 13.5%升至 15.5%，斷面收縮率由 50%升至 58%。斷裂韌性由 30.9 升至 43.8 MPa·m ^1/2。時效溫度對原子擴散過程影響較大，當時效溫度較低時，理論析出溫度和實際時效溫度有較大的差距，這時形核驅動力較大，臨界形核功較低，次生α 相容易形核，但因時效溫度低，原子擴散速度較慢，擴散距離較短，不容易長大，所以將會形成細小彌散的次生α相。隨著時效溫度的提高，理論析出溫度與實際時效溫度相近，致使形核驅動力下降，臨界形核功增加，形核將會愈發困難，且由于時效溫度的提高，原子擴散將會更加劇烈，擴散速度加快，擴散距離增加，導致次生α相長大趨勢將會明顯，尺寸逐漸粗化，且致密度下降，次生α相強化效果減弱，但次生α相形狀尖銳鈍化，使應力集中效果減弱，起到一定的“軟化”作用，導致合金的棒材的強度下降而塑性升高 [12] 。這種趨勢會隨著時效溫度的升高進一步加劇。對于斷裂韌性而言，當時效溫度較低時，析出的次生α細小彌散，使變形局部化，導致裂紋尖端塑性區尺寸大幅度降低，斷裂韌性較低。當時效溫度升高時，裂紋尖端發射出的位錯與次生α相的相互作用會發生改變，裂紋尖端區域塑性得到改善，導致斷裂韌性升高 [6] 。

3 、結論

（1）TB6 鈦合金棒材經不同固溶溫度+相同時效溫度處理后，隨著固溶溫度的升高，合金棒材顯微組織中的 α_p 相含量降低，α_s相含量增加。棒材的強度升高，塑性降低，斷裂

韌性降低。

（2）TB6 鈦合金棒材經相同固溶溫度+不同時效溫度處理后，隨著時效溫度的升高，合金棒材顯微組織中的 α_p 相含量相差不大，α_s相逐漸粗化。棒材的強度降低，塑性升高，

斷裂韌性升高。

（3）時效處理后亞穩β相析出的細小彌散的 α_s相可以明顯提高 TB6 合金棒材的強度，這種強化效果會隨著 α_s相含量的減少及尺寸的增加而減弱。但粗化的 α_s相可以改善合金棒材的斷裂韌性和塑性。

參考文獻

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作者簡介：

顧忠明（1994—），男，甘肅省天水市人，2017 年畢業于蘭州理工大學，金屬材料工程專業，本科，助理工程師，研究方向：鈦合金塑性成型。通信地址：新疆哈密伊州區花園鄉新疆湘潤新材料科技有限公司，郵編：839000；E-mail：2584674893@qq.com。