TB6（名义成分为 Ti-10V-2Fe-3Al）钛合金是一种近β型高强高韧钛合金，拥有比强度高、断裂韧性及淬透性好、各向异性低、铸造温度低和抗应力侵蚀能力强蹬着点，可满足危险容限设计和结构效能高、靠得住性高、造作成本低的需要，合用于造作一些高强度锻件，尤其是等温或热锻件，如飞机机身、起落架、前起落架把持机构和较大的襟翼导轨等部件，拥有辽阔的利用远景 [1-4] 
。

已有钻研批注，TB6 钛合金经热处置后在得到 4%~10%延长率的情况下能够获得1100~1400 MPa 的强度，合金拥有相变过程的多样性，因而热处置工艺对合金组织及机能的影响极度大 [5] 
。固溶时效作为钛合金强化的一种典型的热处置步骤，其道理就是通过固溶处置使可溶组分齐全溶入到固溶体中，淬火后形成过冷亚稳β相，在随后的时效过程中这种亚稳β相会产生分化析出弥散的第二相引起强化
。王晓燕等 [6] 钻研了初生及次生α相对 Ti-1023合金拉伸机能和断裂韧性的影响，了局批注：在固溶前提下，α_p 相体积分数削减，资料强度降低
。在固溶时效前提下，α_p 相体积分数削减，资料强度和断裂韧性升高；时效过程析出的α_s相可显著影响资料的力学机能；削减 α_p 的体积分数，节造相宜的 α_s相数量和尺寸并尽可能削减陆续晶界α相和尺寸，能够获得较高的强塑性匹配
。鹿超龙等 [7] 钻研了固溶时效处置对 TB6 钛合金组织的影响，了局批注：TB6 钛合金在相变点以下固溶处置，温度越高，α相溶化越彻底，α"相含量越多；固溶处置温度高于相变点温度时，随着温度的升高，α"相数量削减，显微组织险些全为β相且晶粒尺寸增大；当固溶温度靠近相变点时，固溶处置后的显微组织大部门为β相和 α"，有利于之后的时效处置；空冷时冷却速度较慢，析出的α相尺寸较大，由于过冷度幼，β 相转化为 α"过程可能被抑造，让β相转变为更多的α相，随着空冷功夫的耽搁，组织会越发均匀
。目前固然对 TB6 钛合金固溶时效造度钻研较多，但为了可能得到越发便于分析对比的尝试数据而设置的固溶时效温度区间跨度较大，而对于更切近现实出产利用的幼领域内扭转固溶时效温度对 TB6 合金组织及机能的影响钻研不多
。本文旨在通过幼领域内扭转固溶时效温度，钻研 TB6 钛合金棒材显微组织与力学机能的变动法规，以期获得热处置工艺与合金棒材的组织、强度、塑性、断裂韧性的最佳匹配规划，为该合金棒材现实出产做参考
。

1、 尝试资料和步骤

1.1 尝试资料

尝试用料为经 3 次真空自耗电弧炉熔炼造备的规格为 ?620 mm 的 TB6 钛合金铸锭，选取 ICP（电感耦合等离子体发射光谱仪）测试铸锭化学成分见表 1，成分满足 AMS4984F 尺度的要求，用金相法测得该铸锭的(α+β)/β 相变点为 800~805 ℃
。

铸锭选取高温铸造+低温铸造+高温铸造工艺进行多火次铸造，经过充分的塑性变形后铸造成规格为 ?140 mm 的 TB6 钛合金棒材，棒材的锻后宏观组织与微观组织如图 1 所示
。

宏观组织无裂纹、折叠、气孔、偏析、金属或非金属同化及其他目视可见的冶金缺点，无肉眼可见的清澈粗壮晶粒
。微观组织由等轴的初生α相、β 转变组织（次生 α）和残存β相组成
。

1.2 尝试步骤

凭据 AMS4984F 尺度中的热处置造度要求：在相变点以下 33~56 ℃领域内进行固溶处置，保温功夫不少于 30 min，水冷；在 482~524 ℃领域内进行时效处置，保温功夫不少于8 h，空冷
。钻研了分歧固溶时效造度对TB6钛合金棒材显微组织、室温拉伸机能以及断裂韧性的影响
。

为保障尝试了局的一致性，室温拉伸试样取样方向为弦向（见图 2），显微组织检测方向为纵向，断裂韧性（K 1C ）取样方向为 C-R 向（见图 3）
。热锻实现后选取 H-5550 型带锯床在规格为 ?140 mm 的 TB6 钛合金棒材上切取 30 mm 长的试样棒，凭据表 2 所列热处置造度利用马弗炉对试样棒进行热处置尝试，每个试样棒热处置实现后切取弦向拉伸试样和 C-R向断裂韧性试样，室温拉伸机能满足 ASTM E8/E8M 尺度的要求，断裂韧性检测切合 ASTME399 尺度的要求
。其中，合金热处置用马弗炉的精度等级为 2 级，选取 ICX41M 型颠倒光学显微镜观察合金的显微组织，选取 CMT5205 型全能电子拉伸尝试机检测室温拉伸机能，选取 QBG-150 型高频委顿尝试机进行断裂韧性尝试
。

2、 了局与分析

2.1 热处置造度对显微组织的影响

规划 1 ^# ~3 ^# 均选取了切合 AMS4984F 尺度要求的通例固溶时效热处置造度
。钻研批注：TB6 钛合金在相变点以下 30~60 ℃（切合 AMS4984F 尺度要求）进行固溶处置后，既能使合金保留肯定的初生α相（α_p ）含量，又能使合金中的β相不变元素 Fe 和 V 元素富化，让β 相维持一种越发不变的状态
。TB6 钛合金因其富含同晶型β相不变元素 V 及慢共析型 β相不变元素 Fe，足以使 M s （马氏体转变温度）值降至室温以下，所以将不会产生马氏体转变
。合金在相变温度以下 30~60 ℃固溶后急剧淬火，在保留了绝大部门β相（过冷亚稳 β相）的同时，会产生少量 β→α"相的转变以及可能形成的淬火 ω 相
。在随后的时效过程中，会产生马氏体 α"相及淬火 ω 相的转化、分化以及亚稳β相的分化，从鼓和β相上析出藐幼、弥散的次生α相（α_s） [4] 
。

规划 1 ^# ~3 ^# 显微组织见图 4
Ｄ芄豢闯，TB6 钛合金棒材经分歧固溶温度+一样时效温度处置后，显微组织由弥散散布的等轴 α_p 相及β转变组织组成，初生α相在β相天堑形核并长大，次生α相存在于转变β基体上
。随着固溶温度的提高，TB6 钛合金棒材 α_p 相含量逐步削减
。经金相分析软件检测，当固溶温度为 765 ℃时，α_p 相体积分数为 18%
。固溶温度为 775 ℃时，α_p 相体积分数为 15%，固溶温度升至 785 ℃时，α_p 相体积分数降至 13%
。但原始β晶粒的尺寸变动不大，这重要是由于合金在相变点以下进行固溶处置时，α_p 相含量相迸宗相变点以上固溶时溶化数量要幼的多，有相当一部门 α_p 相得以保留下来
。由于 α_p 相的存在，钉扎于原始β基体上，限度了再结晶后β晶粒的长大趋向 [8] 
。但随着固溶温度的升高，α_p 相溶化数量增长，β 相含量也随之增长，淬火后更多的亚稳β相得以形成，经 510 ℃时效后析出的次生α相含量增长
。

规划 4 ^# ~6 ^# 是凭据 AMS4984F 尺度要求确定的时效处置造度
。钛合金的时效处置重要是为了使固溶处置后经急剧淬火所获得的亚稳β相、马氏体 α"相称产生脱溶过程，析出藐幼弥散的次生α相（α_s）引起合金强化
。随着时效温度的分歧，析出物的数量及类型亦有差距
。

时效温度较低时，反映速度较慢，组织中β相来不及直接析出α相，首先会析出少量过渡型ω 相，ω 相的存在将导致合金变硬、变脆
。随着时效温度的升高，脆性 ω 相会转变为弥散均匀的α相，合金棒材的综合机能将会得到相应改善 [9–10] 
。

规划 4 ^# ~6 ^# 显微组织见图 5
。从图 4 能够看出 TB6 钛合金棒材经一样固溶温度+分歧时效温度处置后，显微组织由等轴 α_p 相、β 转变组织以及残存β相组成
。随着时效温度的提高，TB6 合金棒材的 α_p 相含量及尺寸均变动不大，经检测 α_p 相体积分数约为 20%
。但 α_s相有长大趋向，逐步出现条状相，这种趋向随着时效温度的提高而加剧
。这是由于随着时效温度的提高，加快了 α_s相长大趋向，导致析出的 α_s相粗化，尺寸增长变宽，且均匀化水平亦有肯定的降落
。

2.2 热处置造度对拉伸机能及断裂韧性的影响

经分歧热处置造度处置后TB6钛合金棒材的室温拉伸机能及断裂韧性见图 6
。对譬喻案1 ^# ~3 ^# 能够看出，TB6 钛合金棒材经分歧固溶温度+一样时效温度处置后，随着固溶温度的提高，合金棒材的强度增长，抗拉强杜咨1206升至1297 MPa，屈服强杜咨1110升至1205 MPa
。

塑性略有降落，延长率由 15%降至 12.5%
。断面收缩率由 54%降至 47%
。断裂韧性降低，由 41.5 降至 33 MPa·m ^1/2 
。这重要是由于随着相变点以下固溶温度的提高，原始β晶粒因初生α相的钉扎作用导致尺寸无显著变动，但初生α相含量削减，初生α相的削减不利于晶界的协调变形，降低了合金抗裂纹萌生的能力，对变形过程的持续进行产生不利影响，降低了资料的塑性
。但随着固溶温度的升高，初生α的溶化数量增长，初生α相含量削减，β 相含量增长，淬火后更多的亚稳β相得以形成，更多的亚稳β相经时效后将会使次生α相的含量增长，肯定数量且藐幼弥散的次生α相会使合金棒材的强度增长
。而对断裂韧性而言，初生α尺寸越大、数量越多对断裂韧性越有利，而数量越多且藐幼弥散、重要起强化作用的次生α相对其越不利
。随着固溶温度的升高，初生α相含量削减，α_p 相的钉扎成效减弱，β 晶粒尺寸增长，导致裂纹扩大所经过的蹊径削减，所以导致合金断裂韧性削减 [11] 
。

对譬喻案 4 ^# ~6 ^# 能够看出，TB6 钛合金棒材经一样固溶温度+分歧时效温度处置后，随着时效温度的提高，合金棒材的强度降落，抗拉强杜咨 1249 降至 1185 MPa，屈服强杜咨 1143降至 1080 MPa
。塑性升高，延长率由 13.5%升至 15.5%，断面收缩率由 50%升至 58%
。断裂韧性由 30.9 升至 43.8 MPa·m ^1/2
。时效温度对原子扩散过程影响较大，其时效温度较低时，理论析出温度和现实时效温杜仔较大的差距，这时形核驱动力较大，临界形核功较低，次生α 相容易形核，但因时效温度低，原子扩散速度较慢，扩散距离较短，不容易长大，所以将会形成藐幼弥散的次生α相
。随着时效温度的提高，理论析出温杜纂现实时效温度相近，以至形核驱动力降落，临界形核功增长，形核将会愈起事题，且由于时效温度的提高，原子扩散将会越发剧烈，扩散速度加快，扩散距离增长，导致次生α相长大趋向将会显著，尺寸逐步粗化，且致密度降落，次生α相强化成效减弱，但次生α相状态敏感钝化，使应力集中成效减弱，起到肯定的“软化”作用，导致合金的棒材的强度降落而塑性升高 [12] 
。这种趋向会随着时效温度的升高进一步加剧
。对于断裂韧性而言，其时效温度较低时，析出的次生α藐幼弥散，使变形部门化，导致裂纹尖端塑性区尺寸大幅度降低，断裂韧性较低
。其时效温度升高时，裂纹尖端发射出的位错与次生α相的相互作用会产生扭转，裂纹尖端区域塑性得到改善，导致断裂韧性升高 [6] 
。

3 、结论

（1）TB6 钛合金棒材经分歧固溶温度+一样时效温度处置后，随着固溶温度的升高，合金棒材显微组织中的 α_p 相含量降低，α_s相含量增长
。棒材的强度升高，塑性降低，断裂

韧性降低
。

（2）TB6 钛合金棒材经一样固溶温度+分歧时效温度处置后，随着时效温度的升高，合金棒材显微组织中的 α_p 相含量相差不大，α_s相逐步粗化
。棒材的强度降低，塑性升高，

断裂韧性升高
。

（3）时效处置后亚稳β相析出的藐幼弥散的 α_s相能够显著提高 TB6 合金棒材的强度，这种强化成效会随着 α_s相含量的削减及尺寸的增长而减弱
。但粗化的 α_s相能够改善合金棒材的断裂韧性和塑性
。

参考文件

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[12]周伟，葛鹏，赵永庆，等. 热处置对高强钛合金组织和机能的影响//第十二届全国钛脊合金学术互换会. 西安，2005

作者简介：

顾忠明（1994—），男，甘肃省天水市人，2017 年毕业于兰州理工大学，金属资料工程专业，本科，助理工程师，钻研方向：钛合金塑性成型
。通讯地址：新疆哈密伊州区花圃乡新疆湘润新资料科技有限公司，邮编：839000；E-mail：2584674893@qq.com
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