鈦合金具有低密度、高比強、耐高溫、抗腐蝕等優異的綜合性能，是飛機和發動機的主要結構材料之一[1]。隨著我國航空航天事業的迅速發展，飛行器緊固件、彈性組件及主要承力結構件對材料的需求更為突出地集中于耐蝕、輕質、高強、耐高溫，因此發展高強鈦合金材料及其加工工藝對我國航空航天工業的發展具有積極的推動作用[2]。β21S鈦合金是美國Timet公司在1989年研制開發的亞穩定β型鈦合金，該合金具有優異的冷熱加工性能，高的淬透性，良好的抗蠕變性、抗氧化性和抗腐蝕性[3-8]，該合金和Ti-153合金一樣可以加工成板材、帶材、箔材、鍛件和棒材等，固溶+時效處理后在保證較高塑性的前提下可獲得σ_b≥1300MPa的超高強度，因此該合金得到飛機設計者和制造者的認可，作為優良的宇航結構材料于1994年被列入美國ASTM標準中[9-10]。我國在GB/T3620.1—2007《鈦及鈦合金牌號和化學成分》中將該合金正式命名為TB8鈦合金，其名義成分為Ti-3Al-2.7Nb-15Mo-0.2Si。本文通過制訂不同的固溶溫度研究了TB8鈦合金顯微組織及力學性能的變化規律，為其工程設計、制造、應用提供參考數據。

1、試驗材料及方法

試驗用TB8鈦合金鑄錠采用1t真空自耗電弧爐3次熔煉生產，其主要化學成分見表1，符合GB/T3620.1—2007標準要求。鑄錠經β區和(α+β)區加熱鍛造成φ45mm規格棒材，然后在(α+β)區加熱軋制成φ12mm規格小棒，采用金相法測定該批合金的相變點(α+β→β轉變溫度)為825～830℃。

亞穩定β型鈦合金使用狀態一般為固溶+時效態，因為采用固溶+時效處理后合金才能達到所需要的工作強度。亞穩定β型鈦合金固溶時高溫β相轉變為介穩定相(過冷β相)，介穩定相在隨后時效時發生分解，析出彌散的次生α相而達到合金強化的目的[2]。本試驗固溶溫度分別為770、800、830、860和890℃，保溫1h，空冷;時效溫度為520℃，保溫8.5h，空冷。在OLYMPUS/PMG3型光學顯微鏡上進行顯微組織觀察，在INSTRON型電子萬能試驗機上測試室溫拉伸性能。

2、試驗結果與分析

2.1 TB8鈦合金顯微組織

TB8鈦合金試樣經不同固溶溫度處理后顯微組織如圖1所示。從圖1(a，b)可以看出，TB8鈦合金在(α+β)/β相變點以下固溶處理后，合金顯微組織為兩相組織，即在β晶粒內部及晶界上分布著大量未轉變的初生α相顆粒，且隨固溶溫度的升高，未轉變的初生α相顆粒數量相對減少，同時合金開始再結晶轉變，β晶粒開始長大。從圖1(c～e)可以看出，TB8鈦合金在(α+β)/β相變點以上固溶處理后，合金顯微組織為單一的β晶粒(局部有非常少的初生α相顆粒)，且隨固溶溫度升高β晶粒明顯長大。從圖1(f)可以看出，TB8鈦合金固溶并時效處理后，合金顯微組織中β晶界及晶粒內部均勻彌散析出大量次生α相顆粒。

2.2 TB8鈦合金力學性能

圖2為TB8鈦合金經不同固溶溫度處理后固溶態及固溶+520℃時效態力學性能。從圖2(a)可以看出，TB8鈦合金經770、800、830、860和890℃固溶處理后，拉伸強度隨固溶溫度升高呈下降趨勢，塑性(特別是斷面收縮率)隨固溶溫度升高略有上升，其固溶態抗拉強度由908MPa降低至875MPa、斷面收縮率由69%升高至79%。這主要是由于TB8鈦合金固溶處理時，隨固溶溫度的升高，合金的固溶度增大，合金中初生α相顆粒逐步向β相轉變;也就是說隨固溶溫度的升高，合金中殘存的第二相質點減少(見圖1(a～e))，以致彌散強化作用降低。通常認為隨固溶溫度升高，合金晶粒變得粗大，塑性及強度變差。以上固溶試驗同樣存在晶粒長大惡化塑性的現象，只是晶粒長大惡化塑性與第二項溶解優化塑性兩種現象共同作用，第二項溶解優化塑性的作用更為顯著，其結果在宏觀上表現為隨固溶溫度升高合金強度下降，塑性上升。通過試驗可知，合金在830℃固溶處理后，可獲得細小的單相β晶粒組織，其強度較低(抗拉強度890MPa)、塑性良好(斷面收縮率可達75%)，這十分有利于合金的冷加工，如標準件加工的冷鐓等。

從圖2(b)可以看出，TB8鈦合金經不同溫度固溶+520℃時效處理后，合金在(α+β)/β相變點以下固溶時，隨固溶溫度升高，強度呈上升趨勢，塑性迅速下降;合金在(α+β)/β相變點以上固溶時，隨固溶溫度升高，強度和塑性略有降低;(α+β)/β相變點以上固溶+時效處理的抗拉強度普遍較(α+β)/β相變點以下固溶+時效處理的抗拉強度要高出50～60MPa，但塑性大幅度降低;總體來看，隨著固溶溫度的升高，合金固溶+時效態強度呈上升趨勢，塑性則明顯降低，其固溶+時效后抗拉強度由1345MPa升高至1410MPa，斷面收縮率則由64%下降至11%。

通常合金經熱變形后得到的α相稱為初生α相(α_p)，在時效過程中得到的α相稱為次生α相(α_s)。合金在固溶過程中的主要相變是α+β→β的轉變，隨加熱溫度的升高，合金中α_p相數量逐漸減少，在(α+β)/β相變點以下，由于α_p相的存在，限制再結晶后β晶粒的長大，時效強化后合金宏觀上表現出優異的塑性。而當固溶溫度高于(α+β)/β相變點時，由于沒有α_p相的釘扎作用，晶粒會迅速長大，時效強化后合金表現為宏觀塑性變差，同時在相變點上固溶處理時，由于晶粒的長大，時效強化后合金強度也略有降低。

有理論認為，鈦合金組織中存在大量α_p相且原始β晶粒細小時，當試樣進行塑性變形時，滑移首先在個別位向因子較大的α晶粒內開動，若α_p相數量多，變形能很快分散到許多晶粒中去，而不至于在個別晶粒中引起應力集中而開裂，因此等軸α_p相多的組織有利于較大變形的進行，宏觀上表現為較好的塑性。因此在相變點下進行固溶處理時，由于保留有一定數量的α_p相，合金在時效后表現出良好的塑性[11]。同時也有理論認為，低溫固溶后進行時效時，主要是在淬火過程中保留下來的亞穩定β相發生分解，析出相分布均勻，故塑性好，而高溫固溶后進行時效時，使針狀馬氏體發生分解，是在一定的界面上析出的細小分散β相，并沿一定方向排列，分布不均勻，故塑性差[12]。

時效過程中析出的彌散的α_s相是TB8鈦合金強化的主要機制，α_s相的形態主要呈片層狀，β型鈦合金時效后的組織中析出大量交錯排列的α_s條，條間界面能夠阻礙滑移的進行，使變形更加困難，因此，β型鈦合金時效后較固溶態強度變高、塑性變差[11]。TB8鈦合金在相變點上固溶處理時，α_p相顆粒幾乎全部溶解，形成儲能較高的亞穩定的β單項晶粒，隨后時效過程中析出片層狀α_s相數量要多于相變點下固溶的，所以相變點上固溶+時效處理的抗拉強度普遍較相變點下固溶+時效處理的抗拉強度要高。

可以看出，TB8鈦合金通過合適的溫度固溶并時效后，可以獲得1300MPa以上的抗拉強度及良好的塑性匹配，可用于制造有特殊服役條件要求的飛機零部件。

3、結論

1)TB8鈦合金在(α+β)/β相變點以下固溶時，顯微組織由微小的初生α相顆粒與β基體晶粒組成，且隨固溶溫度升高初生α相顆粒數量減少，β基體晶粒長大;在(α+β)/β相變點以上固溶時，獲得的組織為單一的等軸β晶粒，且隨固溶溫度升高合金β晶粒明顯長大、強度降低、塑性升高。

2)TB8鈦合金830℃固溶+520℃時效處理后，組織中β晶界及晶粒內部均勻彌散析出大量次生α相顆粒。隨固溶溫度升高，固溶+時效態合金強度升高，塑性降低。

3)TB8鈦合金在770～830℃固溶后，具有較高的強度和優異的塑性，經520℃時效后，綜合性能優異，抗拉強度＞1300MPa，伸長率＞15%，斷面收縮率＞55%。

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