钛合金拥有低密度、、、高比强、、、耐高温、、、抗侵蚀等优异的综合机能，是飞机和发起机的重要结构资料之一[1]。随着我国航空航天事业的迅速发展，飞行器紧固件、、、弹性组件及重要承力结构件对资料的需要更为凸起地集中于耐蚀、、、轻质、、、高强、、、耐高温，因而发展高强钛合金资料及其加工工艺对我国航空航天工业的发展拥有积极的推作为用[2]。β21S钛合金是美国Timet公司在1989年研制开发的亚不变β型钛合金，该合金拥有优异的冷热加工机能，高的淬透性，优良的抗蠕变性、、、抗氧化性和抗侵蚀性[3-8]，该合金和Ti-153合金一样能够加工成板材、、、带材、、、箔材、、、锻件和棒材等，固溶+时效处置后在保障较高塑性的前提下可获得σ_b≥1300MPa的超高强度，因而该合金得到飞机设计者和制作者的认可，作为良好的宇航结构资料于1994年被列入美国ASTM尺度中[9-10]。我国在GB/T3620.1—2007《钛及钛合金商标和化学成分》中将该合金正式定名为TB8钛合金，其名义成分为Ti-3Al-2.7Nb-15Mo-0.2Si。本文通过制订分歧的固溶温度钻研了TB8钛合金显微组织及力学机能的变动法规，为其工程设计、、、制作、、、利用提供参考数据。

1、、、试验资料及步骤

试验用TB8钛合金铸锭选取1t真空自耗电弧炉3次熔炼出产，其重要化学成分见表1，切合GB/T3620.1—2007尺度要求。铸锭经β区和(α+β)区加热铸造成φ45mm规格棒材，而后在(α+β)区加热轧制成φ12mm规格小棒，选取金相法测定该批合金的相变点(α+β→β转变温度)为825～830℃。

亚不变β型钛合金使用状态通常为固溶+时效态，由于选取固溶+时效处置后合金能力达到所必要的工作强度。亚不变β型钛合金固溶时高温β相转变为介不变相(过冷β相)，介不变相在随后时效时产生分化，析出弥散的次生α相而达到合金强化的主张[2]。本试验固溶温度别离为770、、、800、、、830、、、860和890℃，保温1h，空冷;时效温度为520℃，保温8.5h，空冷。在OLYMPUS/PMG3型光学显微镜上进行显微组织观察，在INSTRON型电子全能试验机上测试室温拉伸机能。

2、、、试验了局与分析

2.1 TB8钛合金显微组织

TB8钛合金试样经分歧固溶温度处置后显微组织如图1所示。从图1(a，b)能够看出，TB8钛合金在(α+β)/β相变点以下固溶处置后，合金显微组织为两相组织，即在β晶粒内部及晶界上散布着大量未转变的初生α相颗粒，且随固溶温度的升高，未转变的初生α相颗粒数量相对削减，同时合金起头再结晶转变，β晶？Ｆ鹜烦ご。从图1(c～e)能够看出，TB8钛合金在(α+β)/β相变点以上固溶处置后，合金显微组织为单一的β晶粒(部门有极度少的初生α相颗粒)，且随固溶温度升高β晶粒显著长大。从图1(f)能够看出，TB8钛合金固溶并时效处置后，合金显微组织中β晶界及晶粒内部均匀弥散析出大量次生α相颗粒。

2.2 TB8钛合金力学机能

图2为TB8钛合金经分歧固溶温度处置后固溶态及固溶+520℃时效态力学机能。从图2(a)能够看出，TB8钛合金经770、、、800、、、830、、、860和890℃固溶处置后，拉伸强度随固溶温度升高呈降落趋向，塑性(出格是断面收缩率)随固溶温度升高略有上升，其固溶态抗拉强度由908MPa降低至875MPa、、、断面收缩率由69%升高至79%。这重要是由于TB8钛合金固溶处置时，随固溶温度的升高，合金的固溶度增大，合金中初生α相颗粒逐步向β相转变;也就是说随固溶温度的升高，合金中残存的第二相质点削减(见图1(a～e))，以至弥散强化作用降低。通常以为随固溶温度升高，合金晶粒变得粗壮，塑性及强度变差。以上固溶试验同样存在晶粒长大恶化塑性的景象，只是晶粒长大恶化塑性与第二项溶化优化塑性两种景象共同作用，第二项溶化优化塑性的作用更为显著，其了局在宏观上阐发为随固溶温度升高合金强度降落，塑性上升。通过试验可知，合金在830℃固溶处置后，可获得藐小的单相β晶粒组织，其强度较低(抗拉强度890MPa)、、、塑性优良(断面收缩率可达75%)，这极度有利于合金的冷加工，如尺度件加工的冷镦等。

从图2(b)能够看出，TB8钛合金经分歧温度固溶+520℃时效处置后，合金在(α+β)/β相变点以下固溶时，随固溶温度升高，强度呈上升趋向，塑性迅速降落;合金在(α+β)/β相变点以上固溶时，随固溶温度升高，强度和塑性略有降低;(α+β)/β相变点以上固溶+时效处置的抗拉强度普遍较(α+β)/β相变点以下固溶+时效处置的抗拉强度要逾越50～60MPa，但塑性大幅度降低;总体来看，随着固溶温度的升高，合金固溶+时效态强度呈上升趋向，塑性则显著降低，其固溶+时效后抗拉强度由1345MPa升高至1410MPa，断面收缩率则由64%降落至11%。

通：辖鹁缺湫魏蟮玫降摩料喑莆跎料(α_p)，在时效过程中得到的α相称为次生α相(α_s)：辖鹪诠倘芄讨械闹匾啾涫铅+β→β的转变，随加热温度的升高，合金中α_p相数量逐步削减，在(α+β)/β相变点以下，由于α_p相的存在，限度再结晶后β晶粒的长大，时效强化后合金宏观上阐发出优异的塑性。而当固溶温度高于(α+β)/β相变点时，由于没有α_p相的钉扎作用，晶；嵫杆俪ご，时效强化后合金阐发为宏观塑性变差，同时在相变点上固溶处置时，由于晶粒的长大，时效强化后合金强度也略有降低。

有理论以为，钛合金组织中存在大量α_p相且原始β晶粒藐小时，当试样进行塑性变形时，滑移首先在个别位向因子较大的α晶粒内开动，若α_p相数量多，变形能很快分散到很多晶粒中去，而不至于在个别晶粒中引起应力集中而开裂，因而等轴α_p相多的组织有利于较大变形的进行，宏观上阐发为较好的塑性。因而在相变点下进行固溶处置时，由于保留有肯定数量的α_p相，合金在时效后阐发出优良的塑性[11]。同时也有理论以为，低温固溶后进行时效时，重要是在淬火过程中保留下来的亚不变β相产生分化，析出相散布均匀，故塑性好，而高温固溶后进行时效时，使针状马氏体产生分化，是在肯定的界面上析出的藐小分散β相，并沿肯定方向分列，散布不均匀，故塑性差[12]。

时效过程中析出的弥散的α_s相是TB8钛合金强化的重要机制，α_s相的状态重要呈片层状，β型钛合金时效后的组织中析出大量交错分列的α_s条，条间界面可能故障滑移的进行，使变形越发难题，因而，β型钛合金时效后较固溶态强度变高、、、塑性变差[11]。TB8钛合金在相变点上固溶处置时，α_p相颗粒险些全数溶化，形成储能较高的亚不变的β单项晶粒，随后时效过程中析出片层状α_s相数量要多于相变点下固溶的，所以相变点上固溶+时效处置的抗拉强度普遍较相变点下固溶+时效处置的抗拉强度要高。

能够看出，TB8钛合金通过相宜的温度固溶并时效后，能够获得1300MPa以上的抗拉强度及优良的塑性匹配，可用于制作有特殊服役前提要求的飞机零部件。

3、、、结论

1)TB8钛合金在(α+β)/β相变点以下固溶时，显微组织由细小的初生α相颗粒与β基体晶粒组成，且随固溶温度升高初生α相颗粒数量削减，β基体晶粒长大;在(α+β)/β相变点以上固溶时，获得的组织为单一的等轴β晶粒，且随固溶温度升高合金β晶粒显著长大、、、强度降低、、、塑性升高。

2)TB8钛合金830℃固溶+520℃时效处置后，组织中β晶界及晶粒内部均匀弥散析出大量次生α相颗粒。随固溶温度升高，固溶+时效态合金强度升高，塑性降低。

3)TB8钛合金在770～830℃固溶后，拥有较高的强度和优异的塑性，经520℃时效后，综合机能优异，抗拉强度＞1300MPa，伸长率＞15%，断面收缩率＞55%。

参考文件:

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