TB8鈦合金的名義成分為Ti-15Mo-2.7Nb-3Al-0.2Si，是一種亞穩(wěn)態(tài)β鈦合金。與其它鈦合金相比，TB8鈦合金不僅具有高強(qiáng)度、低模量、優(yōu)異的成型性和耐腐蝕性能，還具有優(yōu)良的高溫強(qiáng)度、高溫抗氧化性能，因此該合金可以作為一種較為理想的航空結(jié)構(gòu)材料[1-3]。

通常β型鈦合金可以通過固溶+時(shí)效熱處理實(shí)現(xiàn)其微觀組織的調(diào)控，從而提高其使用性能。鈦合金由于固溶冷卻方式的不同使得合金強(qiáng)度存在差異。但固溶冷卻方式的改變對合金組織和性能的影響還存在較大的爭議。王慶娟等[4]的研究表明，新型β鈦合金（Ti-3Al-8V-4Mo-4Cr-4Zr-2Nb-2Fe）固溶水冷+時(shí)效因其冷卻速度較固溶空冷+時(shí)效快，晶界更清晰，晶內(nèi)更干凈，析出相體積分?jǐn)?shù)小，因此合金強(qiáng)度低于固溶空冷，但存在析出不均勻的現(xiàn)象。鄧喆等[5]的研究表明，TC18鈦合金固溶水冷因其冷卻速度較空冷快，大量亞穩(wěn)β相得以保留，時(shí)效過程中分解析出較多細(xì)針狀α相，因而固溶水冷+時(shí)效合金強(qiáng)度高于空冷。綜上可知，固溶冷卻方式對β鈦合金的組織性能影響尚不十分明確。而國內(nèi)外針對固溶冷卻方式對TB8鈦合金組織和性能影響的研究鮮有報(bào)道。因此，本文針對固溶冷卻方式及不同冷卻方式下時(shí)效溫度對TB8鈦合金顯微組織和拉伸性能的影響進(jìn)行了研究，從而為TB8鈦合金在航空航天飛行器超高強(qiáng)度緊固件、彈性組件及結(jié)構(gòu)件中的應(yīng)用提供參考[6]。

1、試驗(yàn)材料與方法

本試驗(yàn)所用的材料為TB8鈦合金。試樣尺寸為φ50mm的棒材，用金相法測定得其相變點(diǎn)為800℃。

本試驗(yàn)所選的固溶溫度為830℃，保溫時(shí)間為1h，冷卻方式分別為空冷（AC）和水冷（WQ）。隨后進(jìn)行時(shí)效處理，時(shí)效溫度分別選取530、550、570、590℃，保溫8h，空冷，共10種不同熱處理制度，具體的試驗(yàn)熱處理制度及編號見表1。從φ50mm鈦合金棒材中用線切割切成10mm×10mm×18mm的長方體試樣，進(jìn)行固溶時(shí)效熱處理，隨后對試樣進(jìn)行室溫拉伸性能測試，并觀察合金的顯微組織。試樣的室溫拉伸性能測試在Instron5969拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。熱處理后的合金采用DM2000X倒置金相顯微鏡和phenom臺式掃描電鏡觀察顯微組織。熱處理設(shè)備為CWX-5-12C型中溫箱式熱處理爐。

2、試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1固溶冷卻方式及時(shí)效溫度對β晶粒尺寸的影響

圖1是TB8鈦合金試樣經(jīng)過830℃固溶處理后不同冷卻方式下的顯微組織。通過觀察金相組織可以發(fā)現(xiàn)，合金經(jīng)過830℃固溶處理后，組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)閱我坏摩戮Я＝M織。原因是830℃處在β相變點(diǎn)以上，固溶處理后獲得單一的亞穩(wěn)相組織。固溶處理后不同冷卻方式下所得到的晶粒大小略有差異，經(jīng)統(tǒng)計(jì)，830℃固溶處理后空冷平均晶粒尺寸為60μm左右，水冷后晶粒尺寸較空冷后晶粒尺寸略顯細(xì)小。時(shí)效溫度對β晶粒尺寸的影響可以忽略，故本文不再贅述。

2.2固溶冷卻方式及時(shí)效溫度對α相形貌尺寸的影響

圖2為TB8鈦合金經(jīng)過不同熱處理工藝后的顯微組織。其中，圖2（a）～（d）分別為合金在830℃固溶空冷條件下不同溫度時(shí)效處理后的顯微組織形貌。從圖中可看出，試樣經(jīng)過時(shí)效處理后α相的形貌和位置會有所差異。時(shí)效后析出α相的原因是試樣在β相區(qū)固溶后得到是亞穩(wěn)定的β相，在隨后的時(shí)效過程中會產(chǎn)生很大的驅(qū)動力分解成α相[7]。合金在530℃進(jìn)行時(shí)效處理時(shí)，在β相晶粒的內(nèi)部以及晶界位置同時(shí)均勻析出針狀或短棒狀的次生α相，如圖2（a）所示。當(dāng)時(shí)效溫度升高到550℃時(shí)，細(xì)小的晶界α相向晶粒內(nèi)部生長，并伴隨著α相的粗化（圖2（b））。當(dāng)時(shí)效溫度繼續(xù)升高到570℃（圖2（c））時(shí)，不同取向的片層α相相互交叉，形成網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。

當(dāng)時(shí)效溫度達(dá)到590℃時(shí)，α相更加粗大（圖2（d））。圖2（e）～（h）分別為TB8鈦合金在830℃固溶處理水冷后，不同溫度時(shí)效處理后的顯微組織。從中可以發(fā)現(xiàn)，固溶后冷卻方式的變化并不會對時(shí)效后合金相組成與分布產(chǎn)生較大影響。對比可知，相較于空冷，合金在水冷后析出的次生α層更加細(xì)小。由于水冷時(shí)冷卻速度較高，此時(shí)合金的瞬時(shí)過冷度較大，故α相的形核率較高。由于相互競爭生長，固溶后水冷處理可獲得較為細(xì)化的α片層組織。當(dāng)合金在530℃進(jìn)行時(shí)效處理時(shí)，在β相晶粒的晶界位置和晶粒內(nèi)部都會析出針狀或短棒狀的α相，晶界處的α相垂直于晶界平行排列，晶粒內(nèi)部的α相相互交叉排列呈一定的角度。隨著時(shí)效溫度的繼續(xù)升高，次生α相發(fā)生粗化逐漸長大成為大尺寸的α相片層，長大的α相片層貫穿整個(gè)β相晶粒，并相互交織成網(wǎng)狀，如圖2（g）、（h）所示。

為了更清楚地分析固溶冷卻方式和時(shí)效溫度對α相形貌尺寸的影響，本文基于掃描圖像對部分熱處理工藝下的組織進(jìn)行統(tǒng)計(jì)分析（圖3）。圖3（a）是試樣經(jīng)過830℃固溶空冷+530℃時(shí)效后的掃描圖。經(jīng)過統(tǒng)計(jì)得出，此時(shí)α相的寬度為0.18μm。當(dāng)時(shí)效溫度達(dá)到590℃時(shí)，α相的寬度增加到0.50μm（圖3（b））。由圖3（c）、（d）知，水冷+530℃時(shí)效后，α相的寬度為0.15μm；當(dāng)時(shí)效溫度達(dá)到590℃時(shí)，α相的寬度為0.42μm?？梢园l(fā)現(xiàn)：無論固溶后采取何種冷卻方式，隨著溫度的升高，α相的寬度都在不斷增加。原因是合金在比較高的溫度下時(shí)效時(shí)，相變驅(qū)動力較小，α相形核動力不足，使其形核受到影響，此時(shí)溶質(zhì)的擴(kuò)散速度較快，容易形成大尺寸的α相[8]。在相同時(shí)效溫度下，水冷后α相的寬度比空冷后α相的寬度減小了0.03～0.08μm。

2.3時(shí)效溫度對室溫拉伸性能的影響

圖4是TB8鈦合金在不同熱處理制度下的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線。從圖中可以看出，不同的時(shí)效處理溫度下合金的拉伸性能存在較大的差異。圖4（a）是TB8鈦合金在830℃固溶空冷條件下的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線。相較于固溶態(tài)，合金經(jīng)時(shí)效處理后強(qiáng)度明顯提升。固溶空冷后合金的屈服強(qiáng)度為800MPa，當(dāng)時(shí)效溫度為530℃時(shí)，試樣的屈服強(qiáng)度增加幅度最大，強(qiáng)度提高了287MPa，達(dá)到1087MPa。TB8鈦合金時(shí)效后強(qiáng)度提高的主要原因是時(shí)效強(qiáng)化，合金在單相區(qū)固溶處理后可以得到過飽和固溶體，過飽和固溶體大多數(shù)是亞穩(wěn)定的，在加熱到一定溫度后會發(fā)生分解產(chǎn)生第二相，第二相可阻礙位錯運(yùn)動，從而起到強(qiáng)化作用。從圖4（a）中可以看出，隨著時(shí)效溫度的升高，合金的強(qiáng)度呈下降趨勢。當(dāng)時(shí)效溫度在530℃時(shí)，在晶界和晶粒內(nèi)部都有α相的析出，α相的尺寸最小，數(shù)量最多，因此合金的屈服強(qiáng)度最高，此時(shí)合金的屈服強(qiáng)度為1087MPa。當(dāng)時(shí)效溫度升高到550℃時(shí)，合金的屈服強(qiáng)度下降為1077MPa。隨著溫度的升高，α相的生長獲得了充足的驅(qū)動力，α相的尺寸在不斷增加。析出相的粗化降低了位錯滑移阻力，削弱了時(shí)效強(qiáng)化效果，因此合金的強(qiáng)度在不斷降低。當(dāng)時(shí)效溫度升高到570℃時(shí)，合金的屈服強(qiáng)度降低到1002MPa。當(dāng)時(shí)效溫度達(dá)到590℃時(shí)，合金的強(qiáng)度最低，此時(shí)合金的屈服強(qiáng)度為813MPa。圖4（b）是TB8鈦合金在830℃固溶水冷條件下的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線。從圖4（b）可知，合金在經(jīng)過固溶水冷+時(shí)效處理及固溶空冷+時(shí)效處理后強(qiáng)度的變化趨勢相同。水冷后合金的屈服強(qiáng)度為820MPa，水冷+時(shí)效后合金的最高強(qiáng)度同樣在時(shí)效530℃時(shí)得到，此時(shí)屈服強(qiáng)度為1108MPa，抗拉強(qiáng)度為1190MPa。當(dāng)時(shí)效溫度達(dá)到590℃時(shí)，合金強(qiáng)度下降幅度最大，此時(shí)合金的強(qiáng)度最低，屈服強(qiáng)度為633MPa，抗拉強(qiáng)度為682MPa。

時(shí)效溫度的變化不僅會對合金的強(qiáng)度產(chǎn)生影響，同時(shí)，還會對合金的塑性產(chǎn)生影響。隨著時(shí)效溫度的提高，合金塑性在整體上呈現(xiàn)增加的趨勢。原因是隨著溫度的升高，α相寬度增加，粗化的次生α相使裂紋擴(kuò)展路徑更加曲折，增加了裂紋擴(kuò)展阻力，最終提高了合金的延性和斷裂韌性[9]。固溶后空冷條件下，合金的塑性由530℃時(shí)效后的6.4%升高到590℃時(shí)效后的13.6%。在固溶后水冷條件下，合金的塑性由530℃時(shí)效后的5.6%升高到590℃時(shí)效后的14.3%。

2.4固溶冷卻方式對室溫拉伸性能的影響

固溶后冷卻方式的不同也會導(dǎo)致合金的強(qiáng)度存在差異。圖5為不同固溶冷卻方式對TB8鈦合金強(qiáng)度的影響。整體來看，當(dāng)時(shí)效溫度在530～570℃水冷條件下，合金的強(qiáng)度比空冷條件下強(qiáng)度略高，其中570℃水冷條件下合金的屈服強(qiáng)度比空冷條件下屈服強(qiáng)度提高了45MPa（圖5（a））。原因是在830℃固溶后，能夠保留大量的亞穩(wěn)β相，亞穩(wěn)β相在水冷后時(shí)效比空冷時(shí)效分解后得到的次生α相更加的細(xì)小彌散，α相的含量也相對較高。當(dāng)時(shí)效溫度達(dá)到590℃時(shí)，固溶后空冷析出的α相排列更加均勻，而水冷后α相排列變得不規(guī)則，使得空冷后合金的屈服強(qiáng)度比水冷時(shí)效后合金的屈服強(qiáng)度提高了180MPa，抗拉強(qiáng)度提高了202MPa。

圖6為不同固溶冷卻方式對TB8鈦合金塑性的影響。由圖可見，TB8鈦合金在不同固溶冷卻方式+時(shí)效處理制度下塑性的變化。當(dāng)時(shí)效溫度在530℃和570℃時(shí)，空冷方式下合金的塑性比水冷方式下合金的塑性分別提高了0.8%和2.2%。而當(dāng)時(shí)效溫度在550℃和590℃時(shí)，空冷方式下合金的塑性比水冷方式下合金的塑性分別降低了0.9%和0.7%。

綜合比較后可知：固溶后采用水冷時(shí)效的合金可以獲得更高的強(qiáng)度和塑性匹配。在830℃WQ+530℃AC處理制度下合金的屈服強(qiáng)度最高，達(dá)到1087MPa，抗拉強(qiáng)度達(dá)到1153MPa，塑性為6.4%；合金的塑性變化與合金的強(qiáng)度呈現(xiàn)相反的關(guān)系。通過調(diào)整固溶后的冷卻方式和時(shí)效溫度，可以得到符合要求的TB8鈦合金結(jié)構(gòu)件。

3、結(jié)論

（1）TB8鈦合金在β相區(qū)進(jìn)行固溶處理后，獲得的組織為單一的等軸β晶粒。

（2）TB8鈦合金經(jīng)固溶+時(shí)效后，其顯微組織主要由α+β相組成。在時(shí)效過程中，α相在β相晶界以及晶粒內(nèi)部同時(shí)析出，但從晶界位置析出的α相含量遠(yuǎn)高于晶體內(nèi)部。隨著時(shí)效溫度的升高，析出的α相不斷粗化長大，貫穿晶粒分布并彼此交織成網(wǎng)狀。

（3）TB8鈦合金的拉伸性能由固溶后冷卻方式和時(shí)效處理溫度決定。經(jīng)固溶后水冷+時(shí)效，合金可以獲得更高的強(qiáng)度和塑性匹配。無論是空冷還是水冷，隨著時(shí)效溫度的升高，合金的屈服強(qiáng)度呈現(xiàn)逐漸降低的趨勢，而合金的塑性呈升高的趨勢。采用830℃WQ+530℃AC處理后，合金可以獲得良好的綜合性能，此時(shí)，合金的屈服強(qiáng)度為1087MPa，抗拉強(qiáng)度為1153MPa，塑性為6.4%。

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