固溶溫度對TB6 鈦合金動態力學性能和微觀組織的影響

張 昭，郭保橋，冉 春,2，陳 穩，陳鵬萬

（1. 北京理工大學爆炸科學與技術國家重點實驗室，北京 100081；2. 中國兵工學會，北京 100089）

TB6（Ti-10V-2Fe-3Al）是一種高強高韌的近β相鈦合金，具有淬透性高、易鍛造、抗腐蝕性好等優點，在航空工業中得到廣泛應用，是制造飛機渦輪盤的主要材料[1]。TB6 鈦合金常采用固溶-時效處理獲得較高的機械性能，以及良好的強度與斷裂韌性。固溶溫度、冷卻速度以及時效溫度是固溶-時效處理的重要工藝參數[2-3]。目前，鈦合金的熱處理及動態力學性能研究進展成果豐富[4-15]。張俊喜等[16]研究了固溶處理和工作溫度對TC21 鈦合金動態壓縮性能和絕熱剪切敏感性的影響，認為固溶溫度升高會使絕熱敏感性增大、剪切帶寬度減小。Li 等[17]研究了固溶和時效參數對Ti-8V-1.5Mo-2Fe-3Al合金的組織和力學性能的影響，發現初級α相的形狀和體積分數由固溶處理決定，而時效參數控制次級α相的沉淀行為。鹿超龍等[18]研究了固溶-時效處理對TB6 鈦合金組織的影響，得到了TB6 鈦合金固溶-時效處理后微觀組織演變規律及最佳參數。

然而，上述研究工作[17-18]均是在較低應變率（< 100 s?1）下完成的。事實上，相較于其他種類鈦合金，β鈦合金具有更高的工作溫度和動態失效能以及較高的強度，是制備高應變率和高溫服役結構部件的最佳選擇。因此，深入研究熱處理后TB6 鈦合金的動態力學行為，分析應變硬化效應和應變率強化效應，以及熱處理對TB6 鈦合金動態塑性變形的影響是非常必要的。

本研究利用分離式霍普金森壓桿（Split Hopkinson pressure bar，SHPB）對不同溫度固溶處理的TB6 鈦合金圓柱試樣進行動態壓縮實驗，探討TB6 鈦合金在不同熱處理方式后的動態力學性能變化，并通過微觀組織和斷面形貌觀測，分析固溶溫度對TB6 鈦合金動態力學性能的影響。

1 實驗條件

實驗材料為商用TB6 鈦合金，制成圓柱試樣（ ?5 mm × 5 mm），表1 為TB6 鈦合金的化學成分[19]。

表1 TB6 鈦合金的化學成分（質量分數）[19]Table 1 Chemical compositions of TB6 alloy (mass fraction)[19]%

首先對圓柱試樣進行熱處理，固溶工藝如圖1 所示。試樣分為3 組，在爐中以10 ℃/min 的升溫速率分別加熱到700、750、800 ℃，然后保溫2 h，最后從爐中取出靜置進行空冷。之后再打磨掉表面氧化層，進行動態壓縮實驗。

圖1 固溶處理工藝流程Fig. 1 Flow chart of solution process

圖2 為SHPB 裝置示意圖。試件位于入射桿和透射桿之間，改變子彈速度可獲得不同的加載應變率。SHPB 裝置的桿徑為14 mm，子彈長度為300 mm，測得室溫下TB6 鈦合金在300～3 000 s?1應變率范圍內的真應力-真應變曲線。為了減少加載平臺與試件端面之間摩擦效應的影響，實驗均做了充分的潤滑處理。

圖2 SHPB 壓桿裝置示意圖Fig. 2 Schematic of a SHPB set-up

用線切割機將做完動態實驗之后的TB6 鈦合金回收試樣沿軸向切開并進行研磨、拋光和腐蝕，進行顯微組織觀察。用X 射線衍射（X-ray diffraction，XRD）技術進行物相分析，用掃描電子顯微鏡（Scanning electron microscopy，SEM）觀測并分析動態加載條件下回收試樣的斷面形貌。

2 實驗結果及分析

2.1 動態壓縮實驗結果

圖3 為700 ℃固溶處理后TB6 鈦合金在不同應變率動態壓縮后回收試樣的宏觀形貌，試樣上方標注了應變率及所測得的工程壓縮應變。從圖3 可以看出，TB6 鈦合金壓縮試樣在應變率為2 100 s?1時發生破壞，斷口與軸線之間的夾角約為45°，屬于典型的剪切破壞。

圖3 動態壓縮試樣宏觀形貌Fig. 3 Typical macro-morphologies after dynamic compression

圖4 為700 ℃固溶處理后的TB6 鈦合金在不同應變率（950～2 100 s?1）下的典型真應力-真應變曲線。由圖4 可知，當應變率為950～2 100 s?1范圍內的任意值時，TB6 鈦合金的流動應力在塑性變形階段有所上升，表現出明顯的應變硬化效應。同時發現：當加載應變率低于2 000 s?1時，試樣未發生宏觀剪切破壞，其塑性變形量隨著加載應變率的提高而增加；當加載應變率達到2 100 s?1時，試件發生宏觀剪切破壞，其破壞時的真應變約為0.19。

圖4 不同應變率下的真應力-真應變曲線（固溶溫度為700 ℃）Fig. 4 True stress versus true strain at different strain rates (at 700 ℃ solution)

圖5 為未經處理的原始試樣以及經過不同溫度固溶處理后的試樣第一次剪切破壞時的真應力-塑性應變曲線。表2 為試樣第一次破壞時不同固溶溫度對應的最大塑性應變和屈服應力，以及相對于未經固溶處理的原始試樣的變化率。由圖5 和表2 可知，原始TB6 鈦合金試樣在加載應變率達到2 000 s?1時才發生剪切破壞；當固溶溫度為700 ℃時，剪切破壞應變率達到2 100 s?1，此時TB6 鈦合金的強度下降了約9%；當固溶溫度達到750 ℃時，剪切破壞應變率僅為1 000 s?1，此時強度上升了約15%，但是塑性顯著降低（約65%）；當固溶溫度達到800 ℃時，TB6 鈦合金的脆性極強，應變率加載到450 s?1就已經發生了剪切破壞，塑性降低了約86%，但是強度繼續上升，比原始試樣高出約19%。這是由于當固溶溫度達到750 ℃時，TB6 鈦合金材料內部發生相變，所以其力學性能相較于前兩組才表現出如此大的差異，需結合其微觀結構進一步分析。

圖5 不同處理后的試樣第一次剪切破環時的真應力-塑性應變曲線Fig. 5 True stress versus plastic strain for the first shear fracture of the specimens treated at different temperatures

表2 試樣第一次破壞時的力學性能指標Table 2 Mechanical performance of specimens for the first shear fracture

2.2 應變率強化效應

圖6 為不同溫度處理后材料的屈服強度隨應變率變化曲線。可以看出，實驗結果與線性函數擬合曲線的重合度較高，4 種材料的屈服強度均隨應變率的增加而增大，且呈現出線性增長關系。同樣從圖4 也可以看出，隨著平均應變率的增大，真應力-真應變曲線的塑性變形段往上提升，即流動應力值不同程度地升高。另外，隨著固溶溫度的提升，真應力-真應變曲線的斜率越來越大；當固溶溫度達到800 ℃時，斜率明顯更大。通過以上分析可以發現，在動態加載條件下，固溶處理后的TB6 鈦合金具有較明顯的應變率強化效應，大致呈線性增長；并且隨著固溶溫度升高，應變率強化效應的效果不斷增強，800 ℃時更明顯。

圖6 不同固溶溫度處理后試樣的屈服應力-應變率曲線Fig. 6 Yield stress versus strain rate of specimens treated at different solution temperatures

2.3 應變硬化與應變軟化

圖7 為不同處理后的TB6 鈦合金在應變率為1 100 s?1時的典型壓縮真應力-真應變曲線。由圖7可知，在相同應變率加載條件下，未經處理的原始TB6 鈦合金與700 ℃固溶處理的TB6 鈦合金所對應的真應力-真應變曲線的流動應力發展趨勢基本一致，表現為應變硬化；而750 ℃固溶處理后TB6 鈦合金的真應力-真應變曲線的流動應力發展趨勢與前兩者明顯不同，表現為應變軟化。

圖7 1 100 s?1 時不同固溶溫度處理后的真應力-真應變曲線Fig. 7 True stress versus true strain of specimens treated at different temperatures loading at 1 100 s?1 strain rate

材料的塑性失穩與應變硬化和熱軟化密切相關[20]。當試件發生塑性變形時（對于絕熱或準絕熱過程），絕大部分塑性功將轉變為熱能，從而提高試件的局部溫度，繼而降低材料的承載能力，造成相應的應力降[20]，即熱軟化效應。應變硬化與熱軟化同時作用并相互競爭，其綜合效果將表現為較強者。顯然通過以上分析可知，當固溶溫度達到750 ℃時，TB6 鈦合金材料內部發生相變，應變硬化效果降低，熱軟化效果增強，繼而綜合表現出應變軟化。

3 微觀結構表征

圖8 和圖9 分別為不同溫度固溶處理后 TB6 鈦合金的顯微組織圖和XRD 圖譜。結合圖8(a)、圖8(b)和圖9 可以看出，TB6 鈦合金的原始組織為典型的等軸組織[21]，在(α+β)/β相變點以下即700 ℃固溶處理后，在β基體上仍然分布著大量未轉變的初生α相，且β相晶粒開始長大，仍然沒有較明顯的晶界。750 ℃固溶處理后，圖9 顯示此時只剩β相特征峰，該固溶溫度已經達到了β相轉變溫度。圖8(c)顯示β相晶粒顯著長大，有清晰的晶界，晶粒內出現針狀馬氏體，為典型的魏氏組織[21]。此時材料發生塑性變形，沒有α晶粒分散滑移，同時大尺寸的β晶粒容易發生變形，而針狀馬氏體又使材料脆性增強，因此750 ℃固溶處理后的TB6鈦合金更容易發生剪切破壞。隨著固溶溫度繼續升高至800 ℃，如圖8(d)所示，晶粒尺寸較750 ℃時更小，同時晶粒內出現大量亞晶界，使位錯難以發生，對應圖5 擁有更高的強度以及更低的塑性。

圖8 不同固溶溫度條件下材料的顯微組織Fig. 8 Microstructures of specimens treated at different solution temperatures

圖9 不同固溶溫度條件下試樣的XRD 譜Fig. 9 XRD patterns of specimens treated at different solution temperatures

圖10 為不同溫度固溶處理后TB6 鈦合金進行動態實驗剪切破壞后的斷面形貌。這4 種情況下的斷口形貌均表現出明顯的“魚鱗狀”或“拋物線形”韌窩結構[22]，這是鈦合金塑性變形過程中的典型表現。但是韌窩形態明顯不同，圖10(a)中韌窩輪廓相對模糊，對應圖5 中未固溶處理試樣的應力-應變曲線，表明未做固溶處理的原始TB6 鈦合金具有良好的塑性變形能力。圖10(b)中韌窩顏色較圖10(a)更淺，表明韌窩深度較小，700 ℃固溶使其塑性些許降低。而圖10(c)、圖10(d)相對于前二者，韌窩尺寸明顯變小，且韌窩深度也變小，結合圖5 中的應力-應變曲線可知，750 ℃及以上溫度的固溶處理使TB6 鈦合金的塑性明顯減小。

圖10 不同溫度固溶處理后試樣的斷面形貌Fig. 10 Cross-section morphologies of specimens treated at different solution temperatures

4 結 論

利用SHPB 對不同固溶溫度處理的TB6 鈦合金的動態力學性能進行了研究，測得TB6 鈦合金的真應力-真應變曲線，結合微觀組織分析，得到了固溶溫度對TB6 鈦合金的動態力學性能和組織結構影響的規律。

(1) TB6 鈦合金壓縮試樣破壞時斷口與加載方向（軸線）之間的夾角約為45°，其壓縮破壞形式為典型的剪切破壞。

(2) 隨著固溶溫度升高，TB6 鈦合金的應變率強化效應增強，800 ℃時更為明顯。700 ℃以下固溶后TB6 鈦合金具有應變硬化效應，750 ℃以上轉變為應變軟化。

(3) 微觀組織和斷面分析表明，700 ℃固溶處理后，TB6 鈦合金的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α顆粒，表現出較好的塑性；在750 ℃以上固溶處理后合金顯微組織為單一的β晶粒，且β晶粒尺寸顯著增長，強度提升了15%～20%，但塑性急劇下降；當固溶溫度升高至800 ℃，晶粒變小且出現大量亞晶界，使其強度進一步提升，塑性降低。

(4) TB6 鈦合金固溶處理的相變溫度在700～750 ℃之間。