飛機技術的每一代進步，結構質量系數的降低和壽命的延長，發動機推重比量級的每一次提高，無不強烈依賴于材料技術的進步。 “一代材料，一代裝備”就是對航空裝備與航空材料的相互依存、相互促進的緊密關系的真實寫照。 鈦合金具有比強度高、耐腐蝕好、輕質、高溫性能優異等優點，作為重要的結構材料被廣泛使用于航空、航天領域[1] 。 在航空領域中，鈦合金可以替代高密度合金為飛機減重，現代飛機中鈦合金的用量也越來越大。 美國第三代戰斗機 F-14 和 F-15鈦合金用量分別占24％和27％，而第四代戰斗機 F-22鈦合金用量高達 41％［2] 。 其中，特大型鈦合金整體鍛件已廣泛用于機翼和后機身。 美國先進的 Ｖ2500 發動機鈦合金用量也達到了 30％ 左右。 民機上的鈦合金用量也創新高，波音 787 飛機和 Ａ380 飛機的鈦合金用量都達到 10％左右。

近年來，航空對高強度、高斷裂韌度的新型結構鈦合金的需求越來越迫切，因此研究具有自主知識產權，能夠替代超高強度鋼并用于航空大型結構件的新型高強高韌鈦合金得到了重視。 目前國內外成熟的高強度鈦合金主要包括 Ti?1023、BT22、TC18、TC21 鈦合金等，但是這些鈦合金抗拉強度都在 1100 MPa 級別。

TB18 鈦合金是近年來聯合自主研制開發的一種新型亞穩β型高強高韌鈦合金，其抗拉強度高于 TC11、TC18 及 TC21 合金等航空領域成熟的鈦合金，是一種高結構效益鈦合金[3] 。 該合金經合適的固溶時效處理后，強度可達 1300 MPa，斷裂韌度可達 60 MPa·m1/2［4] 。

固溶時效是亞穩β鈦合金的主要強化方法，例如，Ti6554 鈦合金經過單相區固溶和500 ℃短時時效后強度高達 1590 MPa[5?6] ，并優化出了最佳熱處理制度，為（870 ～920 ℃）×30min，空冷 ＋580 ℃ ×10 ｈ[7?9] 。 作為亞穩β鈦合金，固溶時效也是TB18 鈦合金的主要強化方法，但相關研究仍較少。

為進一步獲得TB18 鈦合金最佳性能匹配的熱處理工藝，在科技工作者前期開展的研究基礎上[10?13] ，本文采用不同時效溫度對TB18 鈦合金進行熱處理，研究時效溫度對TB18 鈦合金力學性能、顯微組織及斷口形貌的影響，為該鈦合金后續的工程化應用提供一定的技術參考。

1、試驗方法和材料

試驗所用的TB18 鈦合金為經兩相區鐓拔鍛造的鍛件，其主要化學成分如表 1 所示。 為研究時效溫度對TB18 鈦合金力學性能和組織的影響，先對鈦合金進行了 870 ℃×2h，空冷（ＡＣ）的固溶處理，再分別進行 520、530、540 及 550 ℃保溫 4h空冷的時效處理。

熱處理后沿著平行于坯料長度方向，經線切割、精加工、磨削等工序制備有效工作直徑 ?5 ｍｍ、標距25 ｍｍ的標準拉伸試樣。 每組熱處理工藝取 2 個平行試樣進行室溫拉伸性能測試，室溫拉伸試驗在 ＡＧ250ＣＮＥ 試驗機上進行。 采用 Ａｌｐｈａ300Ｒ 型光學顯微鏡觀察和分析顯微組織，采用 ＣａｍＳｃａｎ3400 型掃描電鏡觀察和分析鈦合金中次生 α 相的形貌。

2、試驗結果與分析

2.1　時效溫度對力學性能的影響

不同時效溫度下TB18 鈦合金的力學性能如表2所示，由表2數據，繪制TB18 鈦合金力學性能與時效溫度的關系曲線，如圖 1 所示。 從表2和圖1可以看出，隨著時效溫度的升高，TB18 鈦合金的屈服強度和抗拉強度均降低，伸長率和斷面收縮率則均升高，這與金屬的一般規律相符。 進一步對力學性能數據分析可知，時效溫度每升高 10 ℃，抗拉強度降低約 50 MPa，伸長率提高約 1.7％。 尤其是當時效溫度由 540 ℃升高到 550 ℃時，抗拉強度降低了 78.5 MPa，伸長率提高了 3％。 這說明TB18 鈦合金力學性能對時效溫度非常敏感。

值得注意的是，當時效溫度為 520 ℃ 時，抗拉強度、屈服強度、伸長率和斷面收縮率都合格，抗拉強度比指標高47.5 MPa，但是伸長率比指標僅高1.5％，收縮率比指標僅高 3％，伸長率和斷面收縮率的富余量都不大。 而當時效溫度 540 ℃和 550 ℃時，雖然伸長率和斷面收縮率提高，但是抗拉強度和屈服強度已經不滿足該材料的性能指標要求。 當時效溫度為530 ℃時，抗拉強度和屈服強度分別比指標高 5.5 MPa 和26 MPa，伸長率和斷面收縮率分別比指標高 2.8％ 和6％。 因此，從合金強度和塑性綜合考慮，合金時效溫度因選取 530 ℃為宜，也即TB18 鈦合金的最佳熱處理工藝為870 ℃×2h，ＡＣ，固溶 ＋530 ℃ ×4 ｈ，ＡＣ，時效。

2.2　時效溫度對顯微組織的影響

TB18 鈦合金不同溫度時效后出現力學性能的差異跟其微觀組織是密切相關的。 圖2（ａ）是TB18 鈦合金原始鍛態的顯微組織，圖 2（ｂ）是經 870 ℃×2h 固溶處理后的顯微組織。 原始組織為經兩相區多火次鍛造的鍛態組織（見圖 2（ａ）），組織中存在等軸狀初生 α相。 兩相區鍛造是在β轉變溫度以下 20 ～50 ℃加熱后進行鍛造，也稱為常規鍛造，根據鍛造溫度一般獲得雙態組織或等軸組織。 而經 870 ℃保溫 2 ｈ 空冷的固溶處理后，由于固溶溫度比β轉變溫度高 70 ℃，原本鍛態中的細小的初生 α 相已經完全轉化為等軸β晶粒（見圖2（ｂ））。 此時，合金晶粒尺寸為 200 ～250 μｍ。

值得注意的是，盡管固溶后冷卻方式為空冷，但晶內并沒有 α 相析出。 這是因為 Ｃｒ、Ｍｏ 和 Ｖ 都是典型的 β穩定元素，β 穩定元素能夠固溶于β相中穩定β相、擴大β相相區或降低β相相變點。 從表 1 可以看出，TB18 鈦合金的 Ｃｒ 含量為 5.4％、Ｍｏ 含量為 5％、Ｖ 含量為5％，3 個β穩定元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ）含量累計為15.4％。

根據Mo當量公式可計算出其Mo當量為 13.95，這使得TB18 鈦合金在空冷條件下就足以保留高溫β相至室溫，成為過飽和固溶體。 這種過飽和固溶體也為后續的時效析出做準備。

圖 3 是TB18 鈦合金經 870 ℃ × 2 ｈ 固溶處理后在不同溫度下時效 4 ｈ 后的顯微組織。 從圖 3 可以看出，TB18 鈦合金經不同溫度時效后原始β晶界仍清晰可見，顯微組織由等軸的原始β晶粒和次生 α 相組成。 時效溫度對原始β晶粒尺寸略有影響，但是總體影響并不明顯。

為進一步分析不同時效溫度下TB18 鈦合金中次生 α 相的微觀形貌，對經不同溫度時效的TB18 鈦合金進行 ＳＥＭ 觀察與分析，結果如圖 4 所示。 從圖 4 可以看出，TB18 鈦合金經不同溫度時效后，次生 α 相的微觀形貌相似，均為片層狀，α 片層之間縱橫交錯。 但時效溫度對次生 α 相片層尺寸（長度和厚度）具有明顯的影響。 如圖 4（ａ） 所示，在 520 ℃ 時效處理 4 ｈ后，α 片層尺寸較為細小，縱橫交錯，但由于時效溫度較低，部分析出 α 相還沒有形成片層結構。 隨著時效溫度升高至 530 ℃（如圖 4（ｂ）所示），片層 α 相增多，同時厚度略有增加。 從尺寸來看，與520 ℃時效相比，530 ℃時效后片層 α 相分布更加均勻。 當時效溫度升高到540 ℃和550 ℃時（如圖4（ｃ，ｄ）所示），片層 α 相厚度增大明顯，甚至開始出現合并生長成厚片層 α相，片層間距也進一步增大。 原始β晶粒內部析出的片層 α 相大多相互垂直，也有少量的片層 α 相呈 60°交織。

綜上分析，隨著時效溫度的升高，合金內部析出的次生 α 相片層尺寸呈增大趨勢。 過低溫度時效（520 ℃）后，合金組織中次生 α 相片層析出不完全，盡管次生 α相片層尺寸較為細小，但部分析出 α 相還沒有形成片層結構。 過高溫度時效（550 ℃）后，合金組織中次生α 相片層長大明顯、甚至粗化，片層厚度可達 0.5 μｍ。

只有合適的溫度時效（530 ℃）后，合金組織中才能析出均勻、細小的次生 α 相片層。 這種微觀組織也是該時效溫度（530 ℃）獲得最佳綜合力學性能的原因。

2.3　時效溫度對拉伸斷口形貌的影響

圖5（ａ，ｂ）是TB18 鈦合金經520 ℃和530 ℃時效的宏觀拉伸斷口形貌，圖 5（ｃ，ｄ）是對應的微觀斷口形貌。 從圖 5（ａ，ｂ）可以看出，合金拉伸斷口由纖維區、輻射區及剪切唇區組成，且纖維區占比較大。 一般來說，纖維區反映材料塑性變形，輻射區反映材料脆性變形，也即纖維區占比越大，材料塑性越好。 從宏觀斷口形貌來看，520 ℃和 530 ℃時效后合金塑性均一般，但530 ℃時效的纖維區占比略大，也就是 530 ℃ 時效比520 ℃時效后塑性略好。 進一步對 520 ℃和 530 ℃時效后斷口纖維區進行高倍 ＳＥＭ 觀察，如圖 5（ｃ，ｄ）所示。 從圖 5（ｃ，ｄ）可以看出，520 ℃和 530 ℃時效后斷口均分布著大量細小韌窩，斷口出現大量韌窩是合金塑性斷裂的典型特征。 此外，530 ℃ 比 520 ℃ 時效后的斷口韌窩更深，說明 530 ℃比 520 ℃時效后的塑性更好，與拉伸性能數據一致。

3、結論

1） 隨著時效溫度升高，TB18 鈦合金抗拉強度和屈服強度不斷降低，伸長率和斷面收縮率提高。 從強度和塑性綜合考慮，當時效溫度為 530 ℃時，TB18 鈦合金的綜合力學性能最好。 此時抗拉強度為1285．5 MPa，屈服強度為 1206 MPa，伸長率為7.8％，斷面收縮率為16％。

2）TB18 鈦合金鍛態是典型的等軸組織，經870 ℃×2h 空冷固溶處理后為等軸β晶粒，晶粒尺寸為 200 ～250 μｍ。

3）TB18 鈦合金經不同溫度時效后，次生 α 相的微觀形貌相似，均為片層狀，α 相片層縱橫交錯。 隨著時效溫度的升高，合金內部析出的次生 α 相片層尺寸呈增大趨勢。

參考文獻：

[1] 《航空制造工程手冊》總編委會.航空制造工程手冊： 熱處理［Ｍ]．2 版.北京： 航空工業出版社， 2010．

[2] 陶春虎， 劉慶瑔， 曹春曉， 等.航空用鈦合金的失效及預防［Ｍ]．北京： 國防工業出版社， 2002．

[3] 趙小龍， 王小翔， 王　 新.變形量和熱處理對 BTｉ?6554 鈦合金冷軋板材組織和性能的影響［Ｊ].中國鈦業， 2016（1）： 14?26．

Ｚｈａｏ Ｘｉａｏｌｏｎｇ， Ｗａｎｇ Ｘｉａｏｘｉａｎｇ， Ｗａｎｇ Ｘｉｎ.Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ ｄｅｆｏｒｍａTiｏｎ ａｎｄｈｅａｔ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ ｏｎ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ ａｎｄ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒTiｅｓ ｏｆ BTｉ?6554ａｌｌｏｙ ｃｏｌｄ ｒｏｌｌｉｎｇ ｓｈｅｅｔｓ[ Ｊ].Ｃｈｉｎａ Tiｔａｎｉｕｍ Ｉｎｄｕｓｔｒｙ， 2016 （1）：14?26．

[4] Ｙａｎｇ Ｙｕｌａｎ， Ｗａｎｇ Ｗｅｉｑｉ， Ｌｉ Ｆｅｎｇｌｉ.Ｔｈｅ ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ ａｌｕｍｉｎｕｍｅｑｕｉｖａｌｅｎｔ ａｎｄ ｍｏｌｙｂｄｅｎｕｍ ｅｑｕｉｖａｌｅｎｔ ｏｎ ｔｈｅ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒTiｅｓ ｏｆｈｉｇｈ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ａｎｄ ｈｉｇｈ ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ Tiｔａｎｉｕｍ ａｌｌｏｙｓ［Ｊ].Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ＳｃｉｅｎｃｅＦｏｒｕｍ， 2009， 618?619： 169?172．

[5] 李成林， 于　 洋， 惠松驍， 等.Ti?6554 鈦合金的 ＴＴＴ 曲線測定［Ｊ].中國有色金屬學報， 2010， 20（1）： 560?564．

Ｌｉ Ｃｈｅｎｇｌｉｎ， Ｙｕ Ｙａｎｇ， Ｈｕｉ Ｓｏｎｇｘｉａｏ， ｅｔ ａｌ.ＤｅｔｅｒｍｉｎａTiｏｎ ｏｆ ＴＴTCｕｒｖｅ ｏｆ Ti?6554 Tiｔａｎｉｕｍ ａｌｌｏｙ［Ｊ].Ｔｈｅ Ｃｈｉｎｅｓｅ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ ＮｏｎｆｅｒｒｏｕｓＭｅｔａｌｓ， 2010， 20（1）： 560?564．

[6] 于　洋， 李成林， 惠松驍， 等.Ti?6554 鈦合金的晶粒長大動力學［Ｊ].中國有色金屬學報， 2010， 20（1）： 161?166．

Ｙｕ Ｙａｎｇ， Ｌｉ Ｃｈｅｎｇｌｉｎ， Ｈｕｉ Ｓｏｎｇｘｉａｏ， ｅｔ ａｌ.Ｇｒａｉｎ ｇｒｏｗｔｈ ｄｙｎａｍｉｃｓ ｏｆTi?6554 Tiｔａｎｉｕｍ ａｌｌｏｙ［Ｊ].Ｔｈｅ Ｃｈｉｎｅｓｅ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｎｏｎｆｅｒｒｏｕｓ Ｍｅｔａｌｓ，2010， 20（1）： 161?166．

[7] 李峰麗， 王韋琪， 羊玉蘭， 等.BTｉ6554 鈦合金棒材 ?250 ｍｍ 組織與性能［Ｃ] ／ ／ 中國有色金屬工業協會鈦鋯鉿分會 2015 年會論文集.中國有色金屬工業協會， 2015．

[8] Ｗａｎｇ Ｈ Ｂ， Ｗａｎｇ Ｓ Ｓ， Ｇａｏ Ｐ Ｙ， ｅｔ ａｌ.Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒTiｅｓ ｏｆ ａ ｎｏｖｅｌ ｎｅａｒ?α Tiｔａｎｉｕｍ ａｌｌｏｙ Ti6.0Ａｌ4.5Ｃｒ1.5Ｍｎ［Ｊ]．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ： Ａ， 2016， 672： 170?174．

[9] 常　輝， 曾衛東， 羅媛媛， 等.近β型鈦合金 Ti?Ｂ19 時效過程中的相變及顯微組織［Ｊ].稀有金屬材料與工程， 2006， 35（10）： 1589?1592．

Ｃｈａｎｇ Ｈｕｉ， Ｚｅｎｇ Ｗｅｉｄｏｎｇ， Ｌｕｏ Ｙｕａｎｙｕａｎ， ｅｔ ａｌ.Ｐｈａｓｅ ｔｒａｎｓｆｏｒｍａTiｏｎａｎｄ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｅｖｏｌｕTiｏｎ ｉｎ ｎｅａｒβTi?Ｂ19 Tiｔａｎｉｕｍ ａｌｌｏｙ ｄｕｒｉｎｇａｇｉｎｇ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ［Ｊ].Ｒａｒｅ Ｍｅｔａｌ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ， 2006， 35（10）： 1589?1592．

[10] 劉　睿， 惠松驍， 葉文君， 等.退火溫度對 TC4 鈦合金動態斷裂韌性 的 影 響[ Ｊ].稀 有 金 屬 材 料 與 工 程， 2011， 40 （10 ）：1799?1803．

Ｌｉｕ Ｒｕｉ， Ｈｕｉ Ｓｏｎｇｘｉａｏ， Ｙｅ Ｗｅｎｊｕｎ， ｅｔ ａｌ.Ｅｆｆｅｃｔｓ ｏｆ ａｎｎｅａｌｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｏｎ ｄｙｎａｍｉｃ ｆｒａｃｔｕｒｅ ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ ｆｏｒ TC4 Tiｔａｎｉｕｍ ａｌｌｏｙ［Ｊ]．Ｒａｒｅ Ｍｅｔａｌ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ， 2011， 40（10）： 1799?1803．

[11] Ｎｉｉｎｏｍｉ Ｍ， Ｋｏｂａｙａｓｈｉ Ｔ， Ｓａｓａｋｉ Ｎ.Ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ ａｎｄ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｆａｃｔｏｒｓ ｏｆ Ti?6Ａｌ?4Ｖ ａｌｌｏｙ［Ｊ].Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，1988， 100： 45?55．

[12] 張旺峰， 曹春曉， 李興無， 等．β熱處理 ＴＡ15 鈦合金對力學性能的影 響 規 律[ Ｊ].稀 有 金 屬 材 料 與 工 程， 2004， 33 （7）：768?770．

Ｚｈａｎｇ Ｗａｎｇｆｅｎｇ， Ｃａｏ Ｃｈｕｎｘｉａｏ， Ｌｉ Ｘｉｎｇｗｕ， ｅｔ ａｌ.Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆβｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔ ｏｎ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒTiｅｓ ｏｆ ＴＡ15 Tiｔａｎｉｕｍ ａｌｌｏｙ［Ｊ].ＲａｒｅＭｅｔａｌ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ， 2004， 33（7）： 768?770．

[13] Ｎｉｉｎｏｍｉ Ｍ， Ｋｏｂａｙａｓｈｉ Ｔ.Ｆｒａｃｔｕｒｅ ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓTiｃｓ ａｎａｌｙｓｉｓ ｒｅｌａｔｅｄ ｔｏｔｈｅ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ ｉｎ Tiｔａｎｉｕｍ ａｌｌｏｙｓ[ Ｊ].Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ａ， 1996， 213： 16?24．