亞穩(wěn) β型鈦合金指合金中所含 β穩(wěn)定化元素的量達(dá)到使馬氏體轉(zhuǎn)變點降至室溫以下而又不足以使β轉(zhuǎn) 變點低于室溫的合金［1-3］ ， 這類合金具有很高的熱處理強(qiáng)化效應(yīng)、 深的淬透性能、 良好的冷熱加工 性能及優(yōu)良的斷裂韌性等諸多優(yōu)點， 通過固溶和時效熱處理可以獲得較高的強(qiáng)度并且保持良好的塑韌性匹 配， 從而受到廣泛關(guān)注［4-7］ 。 亞穩(wěn)β型鈦合金不僅是新型航空用鈦合金開發(fā)和應(yīng)用的重點方向之一， 更是國內(nèi)外優(yōu)先發(fā)展的新型軍用先進(jìn)結(jié)構(gòu)材料， 尤其是飛機(jī)接頭類零件、 框梁類零件及緊固件等重要承力 構(gòu)件的理想候選材料， 在新型航空航天飛行器的設(shè)計中越來越受到設(shè)計師的青睞［8-9］ ， 采用重量輕、 比強(qiáng)度高的亞穩(wěn)β型鈦合金代替高強(qiáng)度結(jié)構(gòu)鋼材料， 其結(jié)構(gòu)減重可達(dá)20%~40%， 如獲得成熟應(yīng)用的B- 120VCA鈦合金［10］ 、 β-21S鈦合金［11］ 、 BT22鈦合金 ［12］ 、 Ti-B19鈦合金 ［13］ 等， 其應(yīng) 用比例和應(yīng)用領(lǐng)域均呈現(xiàn)不斷增加的趨勢。

鈦及鈦合金的固態(tài)相變具有多樣性和復(fù)雜性的特點， 在鈦合金材料成分、 工藝、 組織和性能4要素的 相互關(guān)系中， 化學(xué)成分決定著合金的類型，工藝決定著顯微組織類型， 而顯微組織類型對合金力學(xué)性能具 有重要影響。 在鈦合金成分確定的情況下， 通過調(diào)整其顯微組織類型， 可以在一定范圍內(nèi)調(diào)整鈦合金制 件的顯微組織參數(shù)， 實現(xiàn)強(qiáng)度-塑性-韌性和疲勞等力學(xué)性能的綜合匹配［14-18］ ， 因此， 鈦合金材料 的組織類型與力學(xué)性能的關(guān)系研究具有重要的實際意義。

TB17鈦合金是中國航發(fā)北京航空材料研究院研制的一種具有自主知識產(chǎn)權(quán)的飛機(jī)結(jié)構(gòu)用新型超高強(qiáng)韌鈦 合金［19-21］ ， 通過調(diào)整熱工藝參數(shù)， 可以獲得優(yōu)異的強(qiáng)度-塑性-韌性匹配。 本文對比研究了不同顯 微組織類型（雙態(tài)組織、 網(wǎng)籃組織與片層組織）對TB17鈦合金固溶態(tài)和固溶時效態(tài)的相組成、顯微組織、 室溫拉伸性能和斷裂韌度的影響， 以期為其工程化應(yīng)用和選材提供數(shù)據(jù)支撐。

1 、實 驗

原材料為經(jīng)過三次真空自耗電弧熔煉后的TB17 鈦合金鑄錠， 其名義成分為 Ti-6.5Mo-2.5Cr-2V-2Nb- 1Sn-1Zr-4Al。 鑄錠經(jīng)單相區(qū)高溫開坯鍛造、 兩相區(qū)反復(fù)墩拔鍛造后得到Φ210 mm的棒材，隨后分別通過 兩相區(qū)鍛造和準(zhǔn)β鍛造獲得尺寸為120 mm×350 mm×600 mm的鍛坯， 其顯微組織如圖1所示。 采用金相法 測得該合金相變點在848 ℃附近。

采用線切割的方法從TB17鈦合金鍛坯上截取滿足顯微組織分析、 拉伸性能和斷裂韌度（T-L向）測試所 需的試樣尺寸， 隨后將從經(jīng)過兩相區(qū)鍛造的鍛坯上截取的試樣分別放入馬弗爐（±3 ℃）中進(jìn)行兩相區(qū)熱 處理和β熱處理， 獲得具有雙態(tài)組織和片層組織特征的試樣； 將從經(jīng)過準(zhǔn)β鍛造的鍛坯上截取的試樣放入 馬弗爐（±3 ℃）中進(jìn)行兩相區(qū)熱處理， 獲得具有網(wǎng)籃組織特征的試樣， 其中兩相區(qū)固溶的溫度均為相變 點（T β ）以下 25 ℃， β熱處理固溶的溫度為相變點以上 30 ℃， 時效溫度均為580 ℃， 冷卻方式均 為空冷（AC）， 不同顯微組織特征的工藝過程如表1所示。

顯微組織分析試樣經(jīng)過磨制、 自動電拋、 腐蝕制成， 采用的腐蝕液配比為V（HF）∶V（HNO ₃ ）∶V（H ₂ O）=10∶7∶83（V為體積）， 采用Sigma 300 場發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）進(jìn)行顯微組織觀察； 利用線切割切取厚度為500 μm的薄片， 先用砂紙將試樣打磨至 50 μm左右， 然后在試樣上沖一個直徑為3 mm的圓片， 隨后將圓片放入Kroll溶液中在-23 ℃進(jìn)行雙噴減 薄。 減薄儀器為 Denmark Struers A/S， Kroll溶液配比為V（HClO ₄ ）∶V（C ₄ H ₉ OH）∶V（CH ₃ OH）=1∶7∶12， 采用 Tecnai G2 F20 透射電子顯 微鏡（TEM）對減薄樣品進(jìn)行顯微組織觀察。 在INSTRON 5887 拉伸試驗機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸性能試驗， 采用 工作區(qū)直徑為5 mm的R7圓棒形標(biāo)準(zhǔn)試樣， 按GB/T 228.1標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行測試； 在 MTS 810 液壓伺服疲勞試驗機(jī) 上進(jìn)行斷裂韌度試驗， 用厚度為 25 mm的標(biāo)準(zhǔn)試樣， 按GB/T 4161標(biāo)準(zhǔn)測試； 采用D/Max 2500型X射線衍 射儀（XRD）測定合金的相組成， X射線輻射源為Cu靶的Kα射線， 電壓為40 kV， 工作電流為100 μA； 顯微組織定量分析在Image-pro Plus 6.0圖像分析軟件上進(jìn)行； 斷裂韌度試驗完成后， 采用SEM對斷裂韌 度斷口進(jìn)行觀察和斷裂機(jī)制分析。

2、 結(jié)果與討論

2.1　固溶狀態(tài)下不同顯微組織類型的力學(xué)性能

2.1.1　固溶狀態(tài)下的顯微組織特征　

TB17鈦合金經(jīng)固溶處理后， 不同顯微組織特征的顯微組織SEM圖像如圖2所示。 可以看出， TB17鈦合 金經(jīng)兩相區(qū)鍛造+兩相區(qū)固溶后的顯微組織為雙態(tài)組織（圖2（a））， 其顯微組織由β轉(zhuǎn)變基體上分布著不 連續(xù)的初生α相組成， 沒有明顯的晶界產(chǎn)生。 其初生α相的形態(tài)主要以等軸狀為主， 同時存在少量的粗 片狀， 含量約為6.08%。 當(dāng)TB17鈦合金經(jīng)兩相區(qū)鍛造+β相區(qū)固溶后的顯微組織為單一β相組織（圖2（b） ）， 由于固溶溫度處于β單相區(qū)， 因此形成了完整的β晶粒， 晶界明顯、 晶內(nèi)干凈， 為β單相組織（ 圖3）， 未發(fā)現(xiàn)其他析出相存在。 因此， 當(dāng)TB17鈦合金經(jīng)β單相區(qū)固溶， 在空冷的條件下， 基本無馬氏 體α"相或次生α相產(chǎn)生。 當(dāng)TB17鈦合金經(jīng)準(zhǔn)β鍛造+兩相區(qū)固溶后的顯微組織為網(wǎng)籃組織（圖2（c） ）， 其顯微組織由殘余β相以及其上分布的尺寸不一、 相互交織的粗片層狀α相組成， 其含量約為8.18% ， 片層厚度為0.2~0.3 μm。

2.1.2　固溶狀態(tài)下的相組成　

TB17鈦合金不同固溶處理后不同顯微組織特征的XRD圖譜如圖4所示。 可以看出， TB17鈦合金不同顯微 組織特征的相組成相差不大， 主要由 β 相和 α 相組成， 無β→ω 相變和 β→α″等非平衡相變發(fā)生 ， 這說明TB17鈦合金作為一種亞穩(wěn) β型鈦合金， 其所含 β穩(wěn)定化元素的量可以使馬氏體轉(zhuǎn)變點降至室溫 以下， 同時采用空冷的冷卻方式從β單相區(qū)固溶處理后， 無淬火ω相析出。 當(dāng)TB17鈦合金經(jīng)兩相區(qū)鍛造+ β相區(qū)固溶后， 其β相的衍射峰的相對強(qiáng)度較強(qiáng)， 幾乎看不到α相衍射峰的存在， 這與顯微組織特征相 一致（圖2（b）和圖3）； 當(dāng)TB17鈦合金經(jīng)兩相區(qū)鍛造+兩相區(qū)固溶后， 由于少量初生α相的存在， 其相 組成由β相和α相組成， 且β相的衍射峰相對減弱， 其 α 相衍射峰主要存在于 35°~45°之間。 當(dāng)TB17鈦合金經(jīng)準(zhǔn)β鍛造+兩相區(qū)固溶后， 由于相對較多粗片層狀α相的存在， 其α相的衍射峰 的相對強(qiáng)度不僅變強(qiáng)， 且位置增多， 這與顯微組織中存在的α相含量相一致。

2.1.3　固溶狀態(tài)下的室溫拉伸性能　

TB17鈦合金經(jīng)固溶處理后， 不同顯微組織特征的室溫拉伸性能如表 2所示， 其工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線如 圖 5所示。 結(jié)合TB17鈦合金固溶狀態(tài)下不同顯微組織特征（圖2）和相組成（圖4）， 其顯微組織僅由α相 和殘余β相組成， 不存在ω相、 α″相等非平衡相， 因此， α相的形貌和含量是影響其拉伸性能的主要 因素。 由于存在著等軸狀初生α相（等軸組織）或粗片層狀α相（網(wǎng)籃組織）， 增加了α/β相界面， 當(dāng) TB17鈦合金在進(jìn)行塑性變形時， 位錯在滑移系運動時受到的阻力明顯增加［22］ ， 且阻礙作用隨著α相 體積分?jǐn)?shù)的增加而增大， 因此合金的拉伸強(qiáng)度獲得提高。 由表2可知， 具有雙態(tài)組織特征的TB17鈦合金的 抗拉強(qiáng)度（R m ）和屈服強(qiáng)度（R p0.2 ）分別為883 MPa和791 MPa， 具有網(wǎng)籃組織特征的 TB17鈦合金的 抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為 891 MPa和803 MPa，同時由于網(wǎng)籃組織的α相含量略高于雙態(tài)組織， 因此獲得 了較高的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度。 由于沒有α相的存在， 具有單一β相組織的TB17鈦合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為792 MPa和734 MPa， 明顯低于存在等軸狀初生α相或粗片層狀α相的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度。

在拉伸塑性方面， 由于在固溶冷卻過程中保留了大量的殘余β相， 因此TB17鈦合金在固溶狀態(tài)下具有 較高的延伸率（A）和斷面收縮率（Z）， 這是由于β相作為體心立方晶格結(jié)構(gòu)（理論上有12個滑移系）的 滑移系遠(yuǎn)高于α相的密排六方晶體結(jié)構(gòu)（3個滑移系）， 因此從能量的角度來說， 高度密排的晶面和晶向 最有利于塑性變形中的位錯運動，在宏觀上表現(xiàn)為β相的存在有利于塑性的提高。 同時， 等軸狀α相的塑 性變形能力要強(qiáng)于粗片層狀的α相， 即使在含量相同的情況下， 具有等軸狀α相的雙態(tài)組織的拉伸塑性也 要高于具有粗片層狀 α相的網(wǎng)籃組織， 因此， 具有相對較少初生α相的雙態(tài)組織的拉伸塑性明顯高于網(wǎng) 籃組織。 由表 2可知， 由于固溶冷卻過程中沒有α相的析出， 具有單一β相組織的TB17鈦合金具有最高 的拉伸塑性，其延伸率和斷面收縮率分別高達(dá)19.6%和60.5%，而具有雙態(tài)組織和網(wǎng)籃組織的TB17鈦合金中分 別存在著少量的等軸狀初生α相和粗片層狀α相， 其延伸率和斷面收縮率迅速下降， 尤其是網(wǎng)籃組織，延 伸率和斷面收縮率分別為 7.3% 和 15.7%， 分別降低了62.8%和74.0%。

2.2　固溶時效狀態(tài)下不同顯微組織類型的力學(xué)性能

2.2.1　固溶時效狀態(tài)下的顯微組織特征　 

TB17鈦合金經(jīng)固溶時效處理后， 不同顯微組織特征的顯微組織如圖6所示。 可以看出， TB17鈦合金經(jīng) 固溶時效后， 過飽和固溶體在等溫時效過程中會發(fā)生分解， 由殘余β相基體上均析出穩(wěn)定的細(xì)片層狀時效 α相。 但由于采用的鍛造工藝和熱處理工藝各不相同， 因此呈現(xiàn)出不同的顯微組織特征。 TB17鈦合金經(jīng) 兩相區(qū)鍛造+兩相區(qū)熱處理后的顯微組織為雙態(tài)組織（圖6（a））， 其顯微組織由β轉(zhuǎn)變基體上分布著顆粒狀初生α相和彌散分布的細(xì)片層狀時效α相組成， 其片層α相長度長短不一， 跨度比較大， 主要集中在0.3~1.5 μm， 但針狀片層厚度僅為20~50 nm， 以大約60°的夾角交叉分布； TB17鈦合金經(jīng)兩相區(qū)鍛造+β相區(qū)固溶后的顯微組織為典型的片層組織（圖6（b））， 由于缺少初生α相的釘扎阻礙作用， 次生 α相析出長大為細(xì)長狀的片層組織， 同時沿著晶界α相析出了整齊平直排列的α集束。 因此其顯微組織由β轉(zhuǎn)變基體上分布著晶界α相、 細(xì)片層α集束和細(xì)片層晶內(nèi)α相組成， 其α集束長度為1.5~3.0 μm， 晶內(nèi)α相長度為0.6~1.2 μm，片層厚度相差不大， 均為30~80 nm， 略寬于雙態(tài)組織， α集束以平行排列， 晶內(nèi)約60°或60°~90°的夾角交叉分布。 TB17鈦合金經(jīng)準(zhǔn)β鍛造+兩相區(qū)熱處理后的顯微組織為網(wǎng)籃組織（圖6（c））， 其顯微組織由β轉(zhuǎn)變基體上分布著粗片狀初生 α相和彌散分布的細(xì)片層狀α相組成， 相對于雙態(tài)組織和網(wǎng)籃組織， 其細(xì)片層狀α相的厚度明顯加寬， 長度則明顯下降， 呈現(xiàn)短棒狀或盤狀結(jié)構(gòu)， 長徑比減小， 其片層長度為0.5~1 μm， 片層厚度為50~100 nm， 以60°~90°的夾角交叉分布。

2.2.2　固溶時效狀態(tài)下的室溫拉伸性能　 

TB17鈦合金經(jīng)固溶時效處理后， 不同顯微組織特征的室溫拉伸性能如表3所示， 其工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線 如圖7所示。 可以看出， 經(jīng)過時效處理后， 不同顯微組織特征的TB17鈦合金均獲得了明顯的強(qiáng)化效果， 因此對于亞穩(wěn)β型鈦合金， 在等溫時效過程中析出的細(xì)片層狀α相是該類合金主要的強(qiáng)化因素，其物理本 質(zhì)是彌散析出的細(xì)針狀α相及其應(yīng)力場與位錯運動之間的交互作用。 隨著細(xì)針狀α相的彌散析出， 形成了 更多的α/β界面， 當(dāng)合金在外部應(yīng)力作用下進(jìn)行塑性變形時， 彌散分布的α/β界面會阻礙了位錯的滑移 ， 減小了位錯的有效滑移長度，從而增大了位錯運動的阻力， 在宏觀上表現(xiàn)為合金拉伸強(qiáng)度的提高， 且 隨著片層厚度的減小， 形成的α/β界面越多， 位錯運動受到的阻力就越大， 合金強(qiáng)度就越高［23］ 。

結(jié)合TB17鈦合金固溶時效狀態(tài)下不同顯微組織特征（圖6）， 合金在等溫時效過程中均析出了細(xì)片層狀 α相。 具有雙態(tài)組織特征的顯微組織析出的針狀片層厚度為20~50 nm， 拉伸強(qiáng)度獲得了明顯的提高， 其 抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別達(dá)到了1406MPa和1341 MPa， 相對于固溶處理時， 分別提高了523 MPa和550 MPa ； 具有片層組織特征的顯微組織析出的針狀片層厚度為 30~80 nm， 略寬于雙態(tài)組織， 其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別達(dá)到了 1392MPa 和1322 MPa， 相對于固溶處理時， 分別提高了600 MPa和 588 MPa， 雖然時效態(tài)的拉伸強(qiáng)度略低于雙態(tài)組 織， 但拉伸強(qiáng)度提高的幅度均高于雙態(tài)組織； 而具有網(wǎng)籃組織特征的顯微組織析出的針狀片層厚度為 50~100 nm， 其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別達(dá)到了1388 MPa和1316 MPa， 相對于固溶處理時， 分別提高了 497 MPa和513 MPa。

相對于固溶狀態(tài)， TB17鈦合金經(jīng)時效后拉伸強(qiáng)度提高的幅度不僅與細(xì)片層狀α相的厚度有關(guān)，還與細(xì) 片層狀α相體積分?jǐn)?shù)有關(guān)。 由于TB17鈦合金不同顯微組織特征的時效溫度相同， 因此等溫時效后顯微組織 中存在的初生 α相與時效α相的體積分?jǐn)?shù)基本相同。 由圖2可知， 固溶處理后， 雙態(tài)組織和網(wǎng)籃組織存 在的 α 相體積分?jǐn)?shù)分別為6.08%和8.18%， 而片層組織晶內(nèi)干凈， 基本無析出相， 因此等溫時效后析出 的細(xì)片層狀α相體積分?jǐn)?shù)最多， 而網(wǎng)籃組織析出的細(xì)片層狀α相體積分?jǐn)?shù)最少。 而本實驗中， TB17鈦合 金經(jīng)等溫時效后， 在拉伸強(qiáng)度提高的幅度中， 片層組織提高的幅度最大， 雙態(tài)組織次之， 而網(wǎng)籃組織最 小， 這與等溫時效后析出的細(xì)片層狀α相體積分?jǐn)?shù)成正相關(guān)關(guān)系。

綜合以上分析可知， 等溫時效過程中析出的細(xì)片層狀α相的厚度和等溫時效后析出的細(xì)片層狀α相體 積分?jǐn)?shù)是影響合金拉伸強(qiáng)度的重要因素。而在拉伸塑性方面， 不同顯微組織特征的合金延伸率相差不大， 整體上偏低， 而雙態(tài)組織的斷面收縮率要明顯高于其他顯微組織特征。 結(jié)合其顯微組織特征（圖6）， TB17鈦合金經(jīng)等溫時效后，雖然雙態(tài)組織和網(wǎng)籃組織存在少量的等軸α相或粗片層狀α相， 但其顯微組織 仍主要由細(xì)片層狀α相組成， 尤其片層組織中存在較多的α集束。 一方面， 當(dāng)合金進(jìn)行塑性變形時， 位 錯容易穿過相互平行的α集束或細(xì)片層狀α相， 且垂直滑移距離長并易出現(xiàn)粗滑移帶和微區(qū)變形不均勻等 現(xiàn)象， 在晶界處易產(chǎn)生嚴(yán)重的位錯塞積， 從而促進(jìn)了孔洞的形成和發(fā)展， 容易導(dǎo)致試樣過早斷裂， 在宏 觀上表現(xiàn)為塑性偏低。 另一方面， 由于采用標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣尺寸大小的試樣進(jìn)行試驗， 且TB17鈦合金具有 良好的淬透性， 因此即使采用空冷的冷卻方式， 試樣也會很迅速的冷卻到室溫， 因此在冷卻過程中， 次生α相沒有充足的時間依托存在的 α相形核并長大， 致使固溶處理后等軸α相或粗片層狀α相的體積分?jǐn)?shù)偏低。

2.2.3　固溶時效狀態(tài)下的斷裂韌度　

TB17鈦合金經(jīng)固溶時效處理后， 不同顯微組織特征的斷裂韌度如圖8所示。 可以看出， 經(jīng)過時效處理 后， 不同顯微組織特征的TB17鈦合金均獲得了較高的斷裂韌度。 相比較而言， TB17鈦合金在網(wǎng)籃組織狀 態(tài) 下 獲 得 了 最 高 的 斷 裂 韌 度 ， 達(dá) 到 了 70.46MPa?m 1/2 ， 在片層組織下狀態(tài)下的斷裂韌度 次之，達(dá)到了53.38 MPa?m ^1/2 ， 而雙態(tài)組織狀態(tài)下的斷裂韌度最低， 接近 50 MPa?m ^1/2 （48.98 MPa?m ^1/2 ）。 結(jié)合其室溫拉伸性能（表3）可以看出， 當(dāng)TB17鈦合 金采用雙態(tài)組織時， 可以獲得 1400 MPa-50 MPa?m ^1/2 的強(qiáng)韌性匹配， 當(dāng)TB17鈦合金采用網(wǎng) 籃組織時， 可以獲得1350 MPa-70 MPa?m 1/2 的強(qiáng)韌性匹配。在斷裂韌度方面， 片層組織和網(wǎng)籃組織要比 等軸組織和雙態(tài)組織要好。 Brun和Shakhanova［24］ 的研究表明， 鈦合金的斷裂韌度與裂紋擴(kuò)展路徑的 曲折程度有關(guān)， 主要影響因素是 α相的形態(tài)和含量。 一般情況下， 等軸初生α相可以增強(qiáng)合金抗裂紋萌 生的能力， 而片層α相可以明顯增強(qiáng)合金抗裂紋擴(kuò)展的能力， 更有利于其斷裂韌度的提高， 這與裂紋擴(kuò) 展路徑和曲折程度有關(guān)。 由于α/β相界面的結(jié)合能較弱， 當(dāng)裂紋由萌生演化為裂紋擴(kuò)展時， 其裂紋擴(kuò)展 的路徑通常沿α/β相的界面進(jìn)行， 當(dāng)裂紋經(jīng)過等軸α相晶粒時， 裂紋可以直接穿過α/β相，無需消耗更 多能量； 而當(dāng)裂紋經(jīng)過片層α相時， 由于片層α相的長寬比較高， 裂紋擴(kuò)展方向和片層方向不一致時， 裂紋將產(chǎn)生停滯效應(yīng)或被迫改變擴(kuò)展方向， 從而引起裂紋發(fā)生偏折和分叉， 增加了裂紋擴(kuò)展的總長度， 從而消耗更多的能量［25-27］ 。

同時， α片層的寬度也是決定合金斷裂韌性的重要因素， 寬α片層裂紋尖端的孔洞形成所需要的應(yīng)力 強(qiáng)度要大于細(xì)α片層裂紋尖端的孔洞形成所需要的應(yīng)力強(qiáng)度， 若α片層斷裂所需的能量大于繞過α集束的 能量， 裂紋則向集束方向偏轉(zhuǎn)［28］ ， 隨著α片層寬度的增加， 可以有效阻止裂紋在直線方向上擴(kuò)展， 從而發(fā)生較大的偏轉(zhuǎn)， 在裂紋擴(kuò)展過程中消耗較多能量， 使合金具有更高的斷裂韌性。不同顯微組織特征的TB17鈦合金均析出了細(xì)片層狀 α 相， 但其片層厚度略有不同。 由圖 6 可知， 具有雙態(tài)組織特征、 片層組織特征和網(wǎng)籃組織特征的片層 厚度分別為20~50， 30~80和50~100 nm，呈現(xiàn)逐漸變寬的趨勢， 同時雙態(tài)組織具有少量等軸α相， 而網(wǎng)籃 組織存在少量的粗片層α相， 兩者的共同作用使得TB17鈦合金在網(wǎng)籃組織特征時獲得了最高的斷裂韌度。

2.3　斷口分析

TB17鈦合金在雙態(tài)組織特征時斷裂韌度的斷口形貌如圖9所示。 可以看出， 雙態(tài)組織的斷裂韌度宏觀 斷口表面起伏較?。▓D9（a））， 斷面整體平整， 這表明在試樣在裂紋擴(kuò)展過程中的擴(kuò)展路徑平直， 顯 微組織對其裂紋擴(kuò)展的阻礙能力較弱。 圖9（b）為預(yù)制裂紋區(qū)與擴(kuò)展區(qū)交界處的斷口微觀形貌， 其預(yù)制裂 紋區(qū)的斷口整體平整， 呈現(xiàn)類似云朵花樣。 微觀斷口顯示斷口表面以韌窩為主（圖9（c））， 韌窩周圍存在較淺的撕裂棱， 同時可以觀察到尺寸不一的解理刻面， 尺寸較大的解理刻面尺寸為20~30 μm， 可能與組織中存在的宏觀特征有關(guān)， 尺寸較小的解理刻面尺寸為1~2 μm， 與雙態(tài)組織中的等軸α相尺寸接近， 小尺寸的解理刻面可能是等軸α相斷裂導(dǎo)致的。 在擴(kuò)展區(qū)域的微觀形貌存在尺寸較小的韌窩（圖9（d））， 這些斷口的微觀特征都表明雙態(tài)組織的斷裂韌性較差。

TB17鈦合金在片層組織特征時斷裂韌度的斷口形貌如圖10所示。 可以看出， 與雙態(tài)組織相比，片層組 織的斷裂韌度宏觀斷口表面起伏程度稍有增加（圖10（a））， 但仍然較為平整， 同樣說明片層組織的裂 紋擴(kuò)展路徑平直， 顯微組織對裂紋擴(kuò)展的阻礙能力較弱。 這是因為采用的試樣尺寸較小，時效析出的α相 片層非常細(xì)?。▓D10（b））， 盡管片層組織可有效阻礙裂紋擴(kuò)展， 對提高其斷裂韌性有利， 但當(dāng)片層組織尺寸太小時， 其對裂紋擴(kuò)展的阻礙效果非常有限。 微觀斷口與雙態(tài)組織的類似，以韌窩為主（圖10（c））， 但撕裂棱較淺， 有較多的解理刻面， 而且在片層組織的斷口表面發(fā)生了明顯的條形韌窩結(jié)構(gòu)（圖10（d））， 這對合金的韌性都非常不利。

TB17鈦合金在網(wǎng)籃組織特征時斷裂韌度的斷口形貌如圖11所示。 可以看出， 與雙態(tài)組織和片層組織相 比， 網(wǎng)籃組織的宏觀斷口較為粗糙（圖11（a））， 說明網(wǎng)籃組織的裂紋擴(kuò)展擴(kuò)展路徑曲折， 顯微組織對 裂紋擴(kuò)展的阻礙能力較強(qiáng)。 粗糙的斷口有利于增加裂紋擴(kuò)展路徑的曲折性， 在裂紋擴(kuò)展過程中可以吸收更 多的能量， 從而提高其斷裂韌性。 預(yù)制裂紋區(qū)與擴(kuò)展區(qū)交界處的斷口表面呈纖維狀（圖11（b））， 邊緣 剪切唇細(xì)小。 于預(yù)制裂紋區(qū)開始， 斷面可見類似舌狀凸起， 呈現(xiàn)大量尺寸不一的韌窩特征（圖11（c）） ， 同時可見二次裂紋存在。斷面局部韌窩呈筏排狀排列， 斷裂以韌性斷裂為主， 撕裂棱不明顯， 局部可 見較為平整的斷面， 表面為淺韌窩（圖11（d））。

3、 結(jié) 論

1. TB17鈦合金采用兩相區(qū)鍛造+兩相區(qū)固溶處理后， 其顯微組織由β轉(zhuǎn)變基體上分布著不連續(xù)的初生 α相組成； 經(jīng)過等溫時效后， 在亞穩(wěn)β基體上析出了彌散分布的細(xì)片層狀時效α相組成， 片層厚度僅為 20~50 nm。

2. TB17鈦合金采用兩相區(qū)鍛造+β相區(qū)固溶處理后， 其固溶態(tài)顯微組織為單一β相組織， 無馬氏體α "相或次生α相產(chǎn)生； 經(jīng)過等溫時效后， 其顯微組織由β轉(zhuǎn)變基體上分布著晶界α相、 細(xì)片層α集 束和細(xì)片層晶內(nèi)α相組成， 片層厚度相差不大， 均為30~80 nm。

3. TB17鈦合金經(jīng)準(zhǔn) β 鍛造+兩相區(qū)固溶處理后， 其顯微組織由殘余β相以及其上分布的尺寸不一、 相互交織的粗片層狀 α 相組成， 片層厚度為0.2~0.3 μm； 經(jīng)過等溫時效后， 在β轉(zhuǎn)變基體析出了彌散 分布的細(xì)片層狀α相組成， 片層厚度為50~100 nm。

4. 固溶處理狀態(tài)下， 初生α相的形貌和含量是影響TB17鈦合金拉伸性能的主要因素， 不同顯微組織 下， 隨著初生α相含量的提高， 其拉伸強(qiáng)度逐漸提高， 而拉伸塑性下降明顯。

5. 固溶時效狀態(tài)下， 等溫時效過程中析出的細(xì)片層狀α相的厚度和和體積分?jǐn)?shù)是影響合金拉伸強(qiáng)度的 重要因素， 拉伸強(qiáng)度的提高是細(xì)片層狀α相的厚度和等溫時效后析出的細(xì)片層狀α相體積分?jǐn)?shù)共同作用的 結(jié)果。

6. TB17鈦合金顯微組織中存在的片層狀α相厚度與其斷裂韌度成正相關(guān)關(guān)系， 且固溶處理后存在的粗 片層狀α相的影響更大。

參考文獻(xiàn)：

［1］ Cotton J D， Briggs R D， Boyer R R， Tamirisakandala S， Russo P， Shchetnikov N， Fanning J C. State of the art in beta titanium alloys for airframe applications ［J］.JOM， 2015， 67（6）： 1281.

［2］ Shang G Q， Zhu Z S， Chang H， Wang X N， Kou H C，Li J S. Development of ultra- high strength titanium alloy ［J］. Chinese Journal of Rare Metals， 2011， 35（2）： 286.

（商國強(qiáng)， 朱知壽， 常 輝， 王新南， 寇宏超， 李金山.超高強(qiáng)度鈦合金研究進(jìn)展 ［J］. 稀有金 屬， 2011， 35（2）： 286.）

［3］ Zhu Z S， Wang X N， Shang G Q， Fei Y， Zhu L W， Li M B， Li J， Wang Z. Research and application of new type of high performance titanium alloy ［J］. Journal of Aeronautical Materials， 2016， 36（3）： 7.

（朱知壽， 王新南， 商國強(qiáng)， 費 躍， 祝力偉， 李明兵，李 靜， 王 哲. 新型高性能鈦合金研究 與應(yīng)用 ［J］.航空材料學(xué)報， 2016， 36（3）： 7.）

［4］ Chen F W， Zhang X Y， Zhou K C. Effect of cold rolling on microstructure characteristics and subsequent aging behavior and mechanical property of Ti-55531 alloy ［J］.Rare Metal Materials and Engineering， 2015， 44 （7）： 1719.

（陳福文， 張曉泳， 周科朝. 冷軋對Ti-55531組織特征及時效行為和力學(xué)性能的影響 ［J］. 稀有金 屬材料與工程， 2015， 44（7）： 1719.）

［5］ Chen Y Y， Du Z X， Xiao S L， Xu L J， Tian J. Effect of aging heat treatment on microstructure and tensile prop?erties of a new β high strength titanium alloy ［J］. Jour?nal of Alloys and Compounds， 2014， 586（15）： 588.

［6］ Ng H P， Douguet E， Bettles C J， Muddle B C. Age-hardening behavior of two metastable beta-titanium al?loys ［J］. Materials Science and Engineering A， 2010，527（26）： 7017．

［7］ Hai M N， Wang Y M， Jia S X， Huang F， Yan X B， Li F T. Microstructure and properties of high strength and high toughness titanium alloy plate for deep-sea pressure hull with solution aging ［J］. Chinese Journal of RareMetals， 2023， 47（3）： 365.

（海敏娜， 王永梅， 賈栓孝， 黃 帆， 嚴(yán)學(xué)波， 李芳婷.熱處理對深海耐壓殼用Ti542222鈦合金厚 板組織性能影響研究 ［J］. 稀有金屬， 2023， 47（3）： 365.）

［8］ Lütjering G， Williams J C. Titanium. Titanium Second Edition ［M］. Harburg： Springer Berlin Heidelberg， 2007. 8.

［9］ Wen J H， Yang G J， Ge P， Mao X N， Zhao Y H. The research progress of β titanium alloys ［J］. Titanium In?dustry Progress， 2008， 1（25）： 33.

（汶建宏， 楊冠軍， 葛 鵬， 毛小南， 趙映輝 . β 鈦合金研究進(jìn)展 ［J］. 鈦工業(yè)進(jìn)展， 2008， 1（25）： 33.）

［10］ Boyer R R， Cotton J D， Chellmman D J. Titanium for airframe applications： present status and future trend. G. Lütjering. J. Albrecht. Ti-2003 Science and Thchnolo?gy ［M ］. Harburg： WILEY-VCH DGM， 2004. 2615.

［11］ Liu J， Bowen P. Fatigue crack growth in a Ti beta 21s/SCS-6 composition ［J］. Acta Materialia， 2002， 50： 4205. 

［12］ Li C， Zhang X Y， Zhou K C， Peng C Q. Relationship between lamellar α evolution and flow behavior during isothermal deformation of Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe near β titanium alloy ［J］. Materials Science and Engineering A， 2012， 558： 668

［13］ Chang H. Solid Phase Transformation Kinetics and Mi?crostructure Evolutions of Ti- B19 Alloy ［D］. Xi'an：Northwestern Polytechnical University， 2006. 1.

（常 輝. Ti-B19合金的固態(tài)相變動力學(xué)及其組織演變規(guī)律 ［D］. 西安： 西北工業(yè)大學(xué)， 2006. 1. ）

［14］ Ivasishin O M， Markovsky P E， Matviychuk Y V， Semi?atin S L， Ward C H， Fox S. A comparative study of the mechanical properties of high-strength β-titanium alloys ［J］. Journal of Alloy and Compounds， 2007， 457： 1

［15］ Sauer C， Luetjering G. Thermo-mechanical processing of high strength β-titanium alloys and effects on micro?structure and properties ［J］. Journal of Materials Pro?cessing Technology， 2001， 117： 311.

［16］ Furuhara T， Maki T， Makino T. Microstructure control by thermo mechanical processing in β-Ti-15-3 alloys ［J］.Journal of Materials Processing Technology， 2001，117： 318.

［17］ Clemen N， Lenain A. Mechanical property optimizationvia microstructural control of new metastable beta titani?um alloys ［J］. Journal of Minerals， 2007， 59（1）： 50

［18］ Wang B， Liu Z Q， Gao Y， Zhang S Z， Wang X Y. Mi?crostructural evolution during aging of Ti-10V-2Fe-3Al titanium alloy ［J］. Journal of University of Science and Technology ， 2007， 14（4）： 335.

［19］ Zhang H L， Zhang X Y， Zhu Z S， Li C， Zhou K C. Characterization of a new type grain boundary phase in near β -titanium alloys ［J］. Scripta Materialia， 2020，177： 118.

［20］ Zhu Z S， Shang G Q， Wang X N， Zhu L W， Li J， Li MB， Xin Y P， Liu G C. Microstructure controlling technol?ogy and mechanical properties relationship of titanium alloys for aviation applications ［J］. Journal of Aeronauti?cal Materials， 2020， 40（3）： 1.

（朱知壽， 商國強(qiáng)， 王新南， 祝力偉， 李 靜， 李明兵，信云鵬， 劉格辰. 航空用鈦合金顯微組 織控制和力學(xué)性能關(guān)系 ［J］. 航空材料學(xué)報， 2020， 40（3）： 1.）

［21］ Xin Y P， Zhu Z S， Wang X N， Shang G Q， Wang Y W，Li M B. Effect of solid solution cooling rate on α phase morphology of full lamellar metastable β titanium alloy ［J ］. Journal of Materials Engineering， 2022， 50（10）： 80.

（信云鵬， 朱知壽， 王新南， 商國強(qiáng)， 王彥偉， 李明兵.固溶冷卻速率對全片層亞穩(wěn)β鈦合金α相 形貌的影響 ［J］. 鈦工業(yè)進(jìn)展， 2022， 50（10）： 80.）

［22］ Zhang T J， Wang K G， Wu X Z. The explanation of 1αphase electric diffraction in β-titanium ［J］. Rare Metal Materials and Engineering， 1984， 13（1）： 5.

（張廷杰， 王克光， 吳曉祖. 含1α相的β-Ti合金的電子衍射花樣解釋 ［J］. 稀有金屬材料與工程 ， 1984， 13（1）： 5. ）

［23］ Dehghan M A， Dippenaar R J. Development of α-phase morphologies during low temperature isothermal heat treatment of a Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr alloy ［J］. MaterialsScience & Engineering A， 2011， 528（3）： 1833.

［24］ Brun M Y， Shakhanova G V. Titanium alloy structure and parameters defining its diversity ［J］. Titanium Sci?entific Technical Journal， 1993， 1 （3）： 24

［25］ Blenkinsop P A， Evans W J， Flowers H M. Titanium's Science and Technology ［M ］. London： Institute of Mate?rials， 1996. 948.

［26］ Wen X， Wan M P， Huang C W， Tan Y， Lei M， Liang YL， Cai X. Effect of microstructure on tensile properties，impact toughness and fracture toughness of TC21 alloy［J ］. Materials and Design， 2019， 180： 107898.

［27］ Akahori T， Niinomi M. Fracture characteristics of fa?tigue T-6Al-4V ELI as an implant material ［J］. Materi?als Science and Engineering， 1998， A243： 237.

［28］ Richards N L， Barnby J T. The relationship between fracture toughness and microstructure in alpha-beta tita?nium alloys ［J］. Materials Science and Engineering，1976， 26： 221.