周偉，辛社偉，劉向宏，馮軍，李少?gòu)?qiáng)，張新全，王凱旋，王濤，楊晶

(1.西北有色金屬研究院，陜西西安710016)

(2.西部超導(dǎo)材料科技股份有限公司，陜西西安710018)

(3.中航工業(yè)第一飛機(jī)設(shè)計(jì)研究院，陜西西安710089)

鈦合金具有比強(qiáng)度高、耐蝕性好等優(yōu)點(diǎn)，在航空航天、汽車和船舶等領(lǐng)域得到廣泛的應(yīng)用[1-2]。與α+β鈦合金相比，β鈦合金具有更高的比強(qiáng)度、良好的加工性、深淬透性以及抗裂紋擴(kuò)展能力，因此β鈦合金常作為結(jié)構(gòu)材料替代高強(qiáng)鋼，達(dá)到構(gòu)件減重效果[3]。經(jīng)過(guò)幾十年的發(fā)展，β鈦合金的應(yīng)用已獲得重大突破。TB18鈦合金是近年來(lái)西部超導(dǎo)材料科技股份有限公司聯(lián)合國(guó)內(nèi)高校與科研院所針對(duì)我國(guó)航空結(jié)構(gòu)件發(fā)展需求設(shè)計(jì)開(kāi)發(fā)的一種新型亞穩(wěn)β鈦合金[4]。與BT22、Ti-1023等鈦合金相比，該合金具有更好的淬透性以及更加優(yōu)異的熱加工性，用其制作的大規(guī)格棒材經(jīng)熱處理后強(qiáng)度超過(guò)1300 MPa時(shí)仍具有優(yōu)異的韌性（KIC≥60 MPa·m1/2），特別適合用作飛機(jī)起落架、橫梁等航空工業(yè)重要的承載部件。

隨著航空航天飛行器向著高速化發(fā)展，不僅要求鈦合金的強(qiáng)度水平提高，而且對(duì)鈦合金的韌性也提出了更高的要求[5]，即在提高鈦合金強(qiáng)度的同時(shí)，韌性也要保持較高的水平。與α+β熱處理相比，β熱處理后由于晶界的存在會(huì)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，使合金強(qiáng)化。同時(shí)由于晶內(nèi)片層組織中存在大量交錯(cuò)排列的片層α集束，裂紋穿過(guò)這些α集束時(shí)位向會(huì)發(fā)生改變，導(dǎo)致裂紋路徑曲折、分支多、總長(zhǎng)度增加，發(fā)生斷裂需要更多的能量，因而合金具有更高的斷裂韌性[6]。因此β熱處理能夠在獲得較高強(qiáng)度的同時(shí)，使鈦合金具有優(yōu)異的斷裂韌性，是解決鈦合金強(qiáng)度和韌性矛盾的有效途徑。β固溶緩慢冷卻時(shí)效（BASCA）熱處理工藝[7]是針對(duì)高強(qiáng)鈦合金薄壁航空結(jié)構(gòu)件降低損傷敏感性，使其獲得高強(qiáng)度和高韌性的一種β熱處理工藝。為此，研究了BASCA熱處理對(duì)TB18鈦合金顯微組織和力學(xué)性能的影響，以期為制定合適的強(qiáng)化熱處理工藝提供依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為西部超導(dǎo)材料科技股份有限公司采用α+β相區(qū)鍛造工藝生產(chǎn)的φ400 mm TB18鈦合金棒材，金相法測(cè)得其β相轉(zhuǎn)變溫度為（800±5）℃。TB18鈦合金棒材化學(xué)成分見(jiàn)表1，其組織為典型的鍛態(tài)組織，有較多等軸狀α相和少量短棒狀α顆粒彌散分布于β轉(zhuǎn)變組織中，如圖1所示。

圖1 鍛態(tài)TB18鈦合金棒材顯微組織Fig.1 Microstructureof as-forged TB18 titanium alloy bar

表1 TB18鈦合金棒材化學(xué)成分（w/%）Table 1 Chemical composition of TB18 titanium alloy bar

從TB18鈦合金棒材上切取拉伸試樣和斷裂韌性試樣，按圖2所示工藝流程進(jìn)行BASCA熱處理。其中，固溶溫度為870 ℃，保溫2 h后采用不同冷卻速度（AC和1、0.5、0.25 ℃/min）冷卻至650 ℃后再空冷至室溫，時(shí)效溫度為530 ℃，保溫4 h后空冷至室溫。采用INSTRON5985萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸性能和平面應(yīng)變斷裂韌性測(cè)試。采用Olympus MG3光學(xué)顯微鏡（OM）和JSM-6700掃描電子顯微鏡（SEM）進(jìn)行組織觀察。

圖2 BASCA熱處理工藝流程圖Fig.2 Flow chart of BASCA heat treatment process

2 結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

圖3為TB18鈦合金在870 ℃保溫2 h后經(jīng)不同冷卻速度固溶后的顯微組織。從圖3可以看出，與空冷（AC）方式相比，TB18鈦合金經(jīng)1、0.5、0.25 ℃/min緩慢冷卻處理后β晶界和晶內(nèi)均有α相析出，晶內(nèi)α相（αP）呈點(diǎn)狀或短針狀，晶界α相（αGB）基本呈薄膜狀鑲嵌在β晶界上，顯微組織均表現(xiàn)為晶界粗化特征（圖3b~d）。隨著冷卻速度的降低，αP相含量增加并且尺寸略有增大，晶界粗化現(xiàn)象也更加明顯。相比于αP相的析出，緩慢冷卻條件更有利于αGB相的析出，這是由于β晶界結(jié)構(gòu)特殊，容易產(chǎn)生成分波動(dòng)及雜質(zhì)富集[8]，會(huì)顯著降低β相的穩(wěn)定性及析出相形核的勢(shì)壘，使αGB相析出更加容易。

圖3 TB18鈦合金經(jīng)不同冷卻速度固溶后的顯微組織Fig.3 Microstructures of TB18 titanium alloy solution treated at different cooling rates:(a) AC; (b) 1 ℃/min; (c) 0.5 ℃/min; (d) 0.25 ℃/min

為了進(jìn)一步探索冷卻速度對(duì)αGB相的影響，選取局部位置放大進(jìn)行分析。圖4為TB18鈦合金經(jīng)不同冷卻速度固溶后αGB相的SEM照片。由圖4可見(jiàn)，空冷后晶界上無(wú)αGB相析出，晶界狹長(zhǎng)平直（圖4a）；1 ℃/min冷卻速度下可以發(fā)現(xiàn)αGB相以透鏡狀在晶界上不連續(xù)析出（圖4b），具有這種特征的顯微組織被稱為“項(xiàng)鏈”組織[9]；隨著冷卻速度的進(jìn)一步降低，αGB相越來(lái)越多且相互連接為一體，如圖4c所示；當(dāng)冷卻速度降低至0.25 ℃/min時(shí)，析出的αGB相粗化并呈連續(xù)的波浪狀，如圖4d所示。

圖4 TB18鈦合金經(jīng)不同冷卻速度固溶后αGB相的SEM照片F(xiàn)ig.4 SEM microstructures of αGB phase of TB18 titanium alloy solution treated at different cooling rates:(a) AC; (b) 1 ℃/min; (c) 0.5 ℃/min; (d) 0.25 ℃/min

圖5為TB18鈦合金經(jīng)不同冷卻速度BASCA熱處理后的顯微組織。從圖5可以看出，TB18鈦合金經(jīng)BASCA熱處理后組織由粗大β晶粒及晶內(nèi)細(xì)密次生α相（αs）叢域組成，符合鈦合金魏氏組織形貌[10]。由于固溶溫度相同，4組樣品的β晶粒尺寸無(wú)明顯差異。通過(guò)高倍SEM觀察αs相形貌（圖6）發(fā)現(xiàn)，由于空冷處理冷卻時(shí)間短，產(chǎn)生的過(guò)冷度小，晶核在晶界形成后向晶內(nèi)平行排列生長(zhǎng)（圖6a），這種魏氏組織αs片層具有單一的晶體學(xué)取向[11]。晶內(nèi)形核析出的αs片層形成網(wǎng)籃組織形態(tài)（圖6b）。緩慢冷卻處理過(guò)程中由于形成了αGB相，導(dǎo)致晶界附近α相不均勻分布[12]，同時(shí)失去了保持單一取向繼續(xù)生長(zhǎng)的可能，因此β晶界附近析出的αs相呈針狀（圖6c），晶內(nèi)析出的αs片層長(zhǎng)短不一，相互之間呈網(wǎng)籃狀編織（圖6d）。

圖5 TB18鈦合金經(jīng)不同冷卻速度BASCA熱處理后的顯微組織Fig.5 Microstructures of TB18 titanium alloy heat treated with BASCA at different cooling rates:(a) AC; (b) 1 ℃/min; (c) 0.5 ℃/min; (d) 0.25 ℃/min

圖6 TB18鈦合金經(jīng)不同冷卻速度BASCA熱處理后的SEM照片F(xiàn)ig.6 SEM microstructures of TB18 titanium alloy heat treated with BASCA at different cooling rates: (a,b) 870 ℃/2 h/AC+530 ℃/4 h/AC; (c,d) 870 ℃/2 h/FC (0.5 ℃/min) to 650 ℃/AC + 530 ℃/4 h/AC

2.2 力學(xué)性能

表2為經(jīng)不同冷卻速度固溶處理后TB18鈦合金的室溫拉伸性能。從表2可以看出，固溶處理后的TB18鈦合金具有很好的塑性，延伸率在19.5%~23.0%之間，但是強(qiáng)度水平一般，抗拉強(qiáng)度僅在798~812 MPa范圍內(nèi)。這是因?yàn)門B18鈦合金固溶后的組織主要由體心立方β相組成，晶內(nèi)及晶界無(wú)析出或析出的α相很少，對(duì)合金幾乎沒(méi)有強(qiáng)化效應(yīng)。

表2 經(jīng)不同冷卻速度固溶處理后TB18鈦合金的室溫拉伸性能Table 2 Room temperature tensile properties of TB18 titaniumalloy solution treated at different cooling rates

表3為TB18鈦合金經(jīng)不同冷卻速度BASCA熱處理后的室溫力學(xué)性能。從表3可以看出，采用BASCA熱處理工藝能夠使TB18鈦合金獲得在抗拉強(qiáng)度接近1300 MPa的水平下，延伸率達(dá)到8%，斷裂韌性超過(guò)80 MPa·m1/2的優(yōu)異綜合性能。時(shí)效處理對(duì)TB18鈦合金具有明顯的強(qiáng)化效果，抗拉強(qiáng)度從時(shí)效前的800 MPa左右提高至1263~1309 MPa。其強(qiáng)化原因主要是亞穩(wěn)β相通過(guò)時(shí)效分解成穩(wěn)定細(xì)小密集的αs相，使合金強(qiáng)度得到大幅提高[13]。對(duì)比表3中不同冷卻速度下的力學(xué)性能還可以發(fā)現(xiàn)，不同冷卻速度下TB18鈦合金強(qiáng)度差異不明顯，但隨著冷卻速度的降低，合金塑性呈下降趨勢(shì)?？绽錀l件下TB18鈦合金的延伸率為8.0%，冷卻速度為1 ℃/min時(shí)延伸率為6.0%，當(dāng)冷卻速度為0.25 ℃/min時(shí)延伸率僅4.0%。材料塑性降低與αGB相的析出有關(guān)。緩慢冷卻后晶界附近析出的αs相和晶內(nèi)強(qiáng)化αs相之間的高應(yīng)力差易導(dǎo)致裂紋形核，并且沿連續(xù)的αGB相增殖和開(kāi)裂（見(jiàn)圖7），使合金塑性降低。

圖7 TB18鈦合金經(jīng)BASCA熱處理后拉伸試樣的斷口形貌Fig.7 Fracture morphology of TB18 titanium alloy tensile specimenheat treated with BASCA at cooling rate of 0.25 ℃/min

表3 經(jīng)不同冷卻速度BASCA熱處理后TB18鈦合金的室溫力學(xué)性能Table3 Room temperature mechanical properties of TB18 titanium alloy heat treated with BASCA at different cooling rates

從表3中的斷裂韌性測(cè)試結(jié)果可以看出，固溶處理后空冷條件下的斷裂韌性最高，KIC值為86.9 MPa·m1/2。隨著冷卻速率的降低，合金斷裂韌性值降低，0.25 ℃/min緩慢冷卻條件下，KIC值僅為57.8 MPa·m1/2，差值達(dá)到29.1 MPa·m1/2，表明TB18鈦合金斷裂韌性對(duì)αGB相具有較高的敏感性。圖8為經(jīng)不同冷卻速度BASCA熱處理后TB18鈦合金斷裂韌性試樣的裂紋擴(kuò)展路徑。從圖8可以看出，與緩慢冷卻相比，空冷處理導(dǎo)致晶界附近形成較大的α片層集束，裂紋沿晶界擴(kuò)展會(huì)發(fā)生較大的轉(zhuǎn)向，裂紋的有效滑移長(zhǎng)度增加，所消耗的能量增多，因此TB18鈦合金具有較高的斷裂韌性。

圖8 經(jīng)不同冷卻速度BASCA熱處理后TB18鈦合金斷裂韌性試樣的裂紋擴(kuò)展路徑Fig.8 Crack propagation paths of TB18 titanium alloy fracture toughness specimens heat treated with BASCA at different cooling rates: (a) AC; (b) 0.25 ℃/min

3 結(jié)論

(1) TB18鈦合金棒材在β相區(qū)固溶緩慢冷卻條件下，α相在β晶界和晶內(nèi)均有析出，晶內(nèi)α相呈點(diǎn)狀或者短針狀，晶界α相基本呈薄膜狀鑲嵌在β晶界上。冷卻速度對(duì)晶界α相影響較大，當(dāng)冷卻速度為1 ℃/min時(shí)，晶界α相以透鏡狀在晶界上不連續(xù)析出，形成“項(xiàng)鏈”組織。隨著冷卻速度的降低，析出的晶界α相越來(lái)越多且相互連接為一體，并逐漸粗化呈連續(xù)的波浪狀。

(2) TB18鈦合金棒材具有較好的時(shí)效強(qiáng)化效果，經(jīng)固溶時(shí)效處理能夠提高強(qiáng)度400~500 MPa。緩慢冷卻后形成的晶界α相對(duì)合金塑性、韌性不利。隨著冷卻速度的減慢，合金塑性和韌性均降低，尤其是斷裂韌性降低明顯，由空冷后的86.9 MPa·m1/2降低到0.25 ℃/min緩慢冷卻條件下的57.8 MPa·m1/2，表明合金斷裂韌性對(duì)晶界α相具有較高的敏感性。

(3) 采用BASCA熱處理工藝能夠使TB18鈦合金獲得在抗拉強(qiáng)度接近1300 MPa的水平下，延伸率達(dá)到8%，斷裂韌性超過(guò)80 MPa·m1/2的優(yōu)異綜合性能。