β鈦合金具有高的比強度、斷裂韌性、良好的淬透性。這類合金的典型代表有TB2（Ti-5V-5Mo-8Cr-3Al）、TB3（Ti-10Mo-8V-1Fe-3.5Al）、TB5（Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al）、TB6（Ti-10V-2Fe-3Al）、TB8（Ti-15Mo-3Al-2.7Nb-0.25Si）、TB9（Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr）和Ti55531（Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr）等[1]。在這些合金中，當采用的加工條件合適時，TB6可以獲得最佳的強度、韌性和高周疲勞強度匹配[2-4]。同時，合金固溶處理后具有中等強度、良好的塑性、焊接性及冷成型性。固溶后再經時效處理，可獲得非常高的強度，充分發揮了其可熱處理強化的特點，可用于制作強度要求高的零部件。

TB6鈦合金通過熱處理可獲得4%～10%的伸長率、1100～1400MPa的抗拉強度。合金具有相變過程的多樣性，因此熱處理制度顯得尤為重要[5]。隨著材料性能要求的提高，最簡單并易實現的途徑就是通過調整鈦合金的熱處理制度，以獲得最佳的強度和塑性匹配，滿足工程使用要求。劉彬等[6]研究表明，多重熱處理可以顯著提高合金的塑性和斷裂韌度，而對強度的影響不大。鑒于此，本研究在GJB1538A—2008中規定的常規固溶時效處理基礎上進行工藝參數調整，同時與退火+固溶/時效的熱處理制度進 行對比，以分析熱處理方式、固溶/時效溫度對合金的相組成及室溫拉伸性能的影響。總結了熱處理對TB6鈦合金組織及性能的影響規律，實現在不降低合金強度的情況下提高合金的塑性，可為改善大型結構件的力學性能提供參考。

1、實驗材料及方法

1.1實驗材料

實驗用TB6鈦合金鑄錠采用1t真空自耗電弧爐3次熔煉生產，表1為TB6鈦合金的化學成分。

對表1中的數據分析可知，TB6鈦合金的化學成分符合GJB1538A—2008的要求。鑄錠經多火次鍛造成φ90mm規格棒材。采用金相法測定該批合金的相變點，（α＋β/β）相變點為810～815℃。TB6棒材的宏觀組織與微觀組織如圖1所示。由圖可見，宏觀組織均勻、無清晰晶；微觀組織由彌散分布的等軸初生α相與β轉變組織組成。

1.2實驗方法

將TB6鈦合金棒材分別進行不同實驗方案的熱處理，研究熱處理后合金組織和性能的變化。表2為TB6鈦合金棒材的熱處理工藝制度。金相試樣腐蝕劑成分為10%草酸飽和溶液+3%氫氟酸+87%H2O（原子分數）。顯微組織觀察在OLYMPUS/PMG3型光學顯微鏡上進行；室溫拉伸性能測試采用INSTRON型電子萬能實驗機完成。

2、結果與討論

2.1熱處理對顯微組織的影響

依據GJB1538A—2008中TB6鈦合金棒材的熱處理制度要求：在相變點以下30～60℃范圍內進行固溶加熱，保溫1～2h，水冷；在510～560℃范圍內時效，保溫時間不少于8h，空冷。本研究在此基礎上，結合TB6的相變點，研究了固溶溫度、時效溫度對其組織和力學性能的影響。為了提高合金室溫性能，選取在相變點以下20～30℃的退火預處理再固溶/時效熱處理制度。選取這個溫度進行退火處理，主要是為了保留α_p相，提高合金的塑性。

方案a1、a2、a3、b1均采用的是常規固溶/時效制度，合金在相變點以下30～60℃固溶處理，可以使β相中鐵和釩富化（因此β相變更加穩定）并使初生α相的體積分數達到與該固溶溫度相當的平衡值β?；w的再結晶及隨后晶粒長大過程是緩慢的[7]，但初生α相的調整則很迅速。在固溶過程中，在保留絕大部分β相的同時，有可能出現少量的誘發馬氏體α''相和淬火ω相。α''具有正交點陣結構，固溶處理溫度越高，出現的可能性越大。TB6鈦合金由于β相中的Fe和V富化到足以使Ms降低到室溫以下，將不會發生馬氏體轉變。采用X射線衍射結構分析得出，在750～790℃固溶溫度淬火后的相組成為β+α+少量α''+微量ω[4]。520℃時效過程中發生β→β+α轉變，只要有一個次生α（α_s）片在位錯、晶粒邊界或其他晶粒缺陷處形成，在這個α_s片附近的β基體中，α_s相的形核幾率就大大增加。首先形成一束一束的α_s相片，隨著保溫時間的延長或時效溫度的升高，這些α_s相片束長成一體，呈現一種非常均勻的分布，常規固溶處理后顯微組織如圖2（a0）所示，可見合金在固溶處理后為α+β兩相組織，在β晶粒內部分布著大量初生α相顆粒。固溶/時效處理后的組織如圖2（a1）、（a2）、（a3）和（b1）所示，可見，經時效處理后，基體β相內分布著時效析出的細小的α_s相。對比圖2（a1）、（a2）與（a3），可以看出隨著時效溫度的升高，析出的α_s相較為粗大，出現條狀相。主要原因是隨著時效溫度升高，α_s相析出過程的長大速度加快，使得析出的α_s相長大粗化，且分布不均勻。

對比圖2（a2）和圖（b1）可知，合金在相變點以下固溶再時效處理后，隨固溶溫度升高，原始β晶粒尺寸長大不明顯。主要是合金在（α＋β）/β轉變溫度（相變點）下，由于α_p相的存在，能夠限制再結晶后β晶粒的長大，即由于α_p相的釘扎作用，限制了再結晶后β晶粒的長大[8]。但隨著固溶溫度升高，α_p相減少，析出的α_s相增加，強化相細小且分布均勻。方案c1采用退火+固溶/時效熱處理，退火后的組織如圖2（c0）所示，退火+固溶/時效后組織如圖2（c1）所示。可以看出：合金退火后為α+β兩相組織，即β基體上分布著大量α_p相。方案a1、a2、a3、b1與c0相比，退火+固溶/時效后（方案c1），β基體的晶粒尺寸不均勻，大部分的原始β晶粒較粗大，局部位置較細小，α_p相含量較多，時效析出的α_s相尺寸較大，且分布不均勻。

2.2熱處理對棒材室溫拉伸性能得影響

TB6合金經不同熱處理后的室溫力學性能見圖3。對比方案a1、a2與a3可知，隨著時效溫度的升高，合金的抗拉強度降低，從1265MPa降至1171MPa，但合金的塑性升高，伸長率從12%升至14%，斷面收縮率從46%升至59%。主要原因是，隨著時效溫度的升高，從β基體中析出的α相粗化，未沉淀區面積增大，晶界、晶內網狀物析出現象減輕或消除，所以合金的塑性增加[9-10]。但同時時效析出的α相（α_s）粗大且分布不均勻，強化效果降低，因此合金的強度降低。

對比方案a2與b1可知，合金在（α＋β）/β轉變溫度（相變點）下進行固溶處理，隨著固溶溫度的升高，合金再經時效處理后的抗拉強度升高，從1185MPa升至1203MPa，塑性略有下降，伸長率變化不大，斷面收縮率從57%降至53%。這是由于隨著固溶溫度升高，原始β晶粒尺寸變化不大，但合金組織中α_p相減少、強化相增加，宏觀表現出強度明顯提高，塑性下降的現象。

由方案c1與a1、a2、a3、b1對比可知，合金的抗拉強度降低，抗拉強度由1265MPa降至1179MPa，但合金的塑性升高，伸長率變化不大，斷面收縮率從46%增到61%。這主要是因為合金退火后組織中存在大量α_p相，時效后表現出優異的塑性。但同時由于形核析出相，在隨后的時效處理后，先析出的相繼續長大，并減少了低溫時的相形核，從而使最終析出的相析出不均勻[11]，尺寸較大。因此，彌散強化作用減小，合金的強度降低。

3、結論

（1）合金在相變點以下進行固溶/時效處理，隨著時效溫度的升高，析出的α_s相粗化且分布不均勻，合金的強度降低而塑性升高。

（2）合金在相變點以下進行固溶/時效處理，隨著固溶溫度的升高，α_p相減少，析出的α_s相細小且分布均勻，合金的強度升高。

（3）退火后再進行固溶/時效，α_p相含量增加，α_s相不均勻，合金的塑性顯著提高，而對強度的影響不大。

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