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(diǎn)降至室溫以下而又不足以使β轉(zhuǎn) 變點(diǎn)低于室溫的合金［1-3］ ， 這類(lèi)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(diǎn)， 通過(guò)固溶和時(shí)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(kāi)發(fā)和應(yīng)用的重點(diǎn)方向之一， 更是國(guó)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(lèi)零件、 框梁類(lèi)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(jì)中越來(lái)越受到設(shè)計(jì)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(shì)。

鈦及鈦合金的固態(tài)相變具有多樣性和復(fù)雜性的特點(diǎn)， 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(lèi)型，工藝決定著顯微組織類(lèi)型， 而顯微組織類(lèi)型對(duì)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(guò)調(diào)整其顯微組織類(lèi)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(shí)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(lèi)型與力學(xué)性能的關(guān)系研究具有重要的實(shí)際意義。

TB17鈦合金是中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院研制的一種具有自主知識(shí)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(guò)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(duì)比研究了不同顯 微組織類(lèi)型（雙態(tài)組織、 網(wǎng)籃組織與片層組織）對(duì)TB17鈦合金固溶態(tài)和固溶時(shí)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(shí) 驗(yàn)

原材料為經(jīng)過(guò)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(kāi)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(guò) 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(cè)得該合金相變點(diǎn)在848 ℃附近。

采用線(xiàn)切割的方法從TB17鈦合金鍛坯上截取滿(mǎn)足顯微組織分析、 拉伸性能和斷裂韌度（T-L向）測(cè)試所 需的試樣尺寸， 隨后將從經(jīng)過(guò)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(guò)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(diǎn)（T β ）以下 25 ℃， β熱處理固溶的溫度為相變點(diǎn)以上 30 ℃， 時(shí)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(guò)程如表1所示。

顯微組織分析試樣經(jīng)過(guò)磨制、 自動(dòng)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(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）進(jìn)行顯微組織觀察； 利用線(xiàn)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(gè)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(duì)減薄樣品進(jìn)行顯微組織觀察。 在INSTRON 5887 拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸性能試驗(yàn)， 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(cè)試； 在 MTS 810 液壓伺服疲勞試驗(yàn)機(jī) 上進(jìn)行斷裂韌度試驗(yàn)， 用厚度為 25 mm的標(biāo)準(zhǔn)試樣， 按GB/T 4161標(biāo)準(zhǔn)測(cè)試； 采用D/Max 2500型X射線(xiàn)衍 射儀（XRD）測(cè)定合金的相組成， X射線(xiàn)輻射源為Cu靶的Kα射線(xiàn)， 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(yàn)完成后， 采用SEM對(duì)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(lèi)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(méi)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(shí)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(wú)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(wú)β→ω 相變和 β→α″等非平衡相變發(fā)生 ， 這說(shuō)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(diǎn)降至室溫 以下， 同時(shí)采用空冷的冷卻方式從β單相區(qū)固溶處理后， 無(wú)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(duì)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(duì)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(duì)較多粗片層狀α相的存在， 其α相的衍射峰 的相對(duì)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(xiàn)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(shí)， 位錯(cuò)在滑移系運(yùn)動(dòng)時(shí)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(shí)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(méi)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(guò)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(gè)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(gè)滑移系）， 因此從能量的角度來(lái)說(shuō)， 高度密排的晶面和晶向 最有利于塑性變形中的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，在宏觀上表現(xiàn)為β相的存在有利于塑性的提高。 同時(shí)， 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(duì)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(guò)程中沒(méi)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(shí)效狀態(tài)下不同顯微組織類(lèi)型的力學(xué)性能

2.2.1　固溶時(shí)效狀態(tài)下的顯微組織特征　 

TB17鈦合金經(jīng)固溶時(shí)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(shí)效后， 過(guò)飽和固溶體在等溫時(shí)效過(guò)程中會(huì)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(shí)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(shí)效α相組成， 其片層α相長(zhǎng)度長(zhǎng)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(zhǎng)大為細(xì)長(zhǎng)狀的片層組織， 同時(shí)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(zhǎng)度為1.5~3.0 μm， 晶內(nèi)α相長(zhǎng)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(duì)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(zhǎng)度則明顯下降， 呈現(xiàn)短棒狀或盤(pán)狀結(jié)構(gòu)， 長(zhǎng)徑比減小， 其片層長(zhǎng)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(shí)效狀態(tài)下的室溫拉伸性能　 

TB17鈦合金經(jīng)固溶時(shí)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(xiàn) 如圖7所示。 可以看出， 經(jīng)過(guò)時(shí)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(duì)于亞穩(wěn)β型鈦合金， 在等溫時(shí)效過(guò)程中析出的細(xì)片層狀α相是該類(lèi)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(chǎng)與位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)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(shí)， 彌散分布的α/β界面會(huì)阻礙了位錯(cuò)的滑移 ， 減小了位錯(cuò)的有效滑移長(zhǎng)度，從而增大了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)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(cuò)運(yùn)動(dòng)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(shí)效狀態(tài)下不同顯微組織特征（圖6）， 合金在等溫時(shí)效過(guò)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(duì)于固溶處理時(shí)， 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(duì)于固溶處理時(shí)， 分別提高了600 MPa和 588 MPa， 雖然時(shí)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(duì)于固溶處理時(shí)， 分別提高了 497 MPa和513 MPa。

相對(duì)于固溶狀態(tài)， TB17鈦合金經(jīng)時(shí)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(shí)效溫度相同， 因此等溫時(shí)效后顯微組織 中存在的初生 α相與時(shí)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(wú)析出相， 因此等溫時(shí)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(shí)驗(yàn)中， TB17鈦合 金經(jīng)等溫時(shí)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(shí)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(shí)效過(guò)程中析出的細(xì)片層狀α相的厚度和等溫時(shí)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(shí)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(shí)， 位 錯(cuò)容易穿過(guò)相互平行的α集束或細(xì)片層狀α相， 且垂直滑移距離長(zhǎng)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(cuò)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(guò)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(yàn)， 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(huì)很迅速的冷卻到室溫， 因此在冷卻過(guò)程中， 次生α相沒(méi)有充足的時(shí)間依托存在的 α相形核并長(zhǎng)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(shí)效狀態(tài)下的斷裂韌度　

TB17鈦合金經(jīng)固溶時(shí)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(guò)時(shí)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?tīng)顟B(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(shí)， 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(shí)， 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(shí)， 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(guò)等軸α相晶粒時(shí)， 裂紋可以直接穿過(guò)α/β相，無(wú)需消耗更 多能量； 而當(dāng)裂紋經(jīng)過(guò)片層α相時(shí)， 由于片層α相的長(zhǎng)寬比較高， 裂紋擴(kuò)展方向和片層方向不一致時(shí)， 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(zhǎng)度， 從而消耗更多的能量［25-27］ 。

同時(shí)， 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(guò)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(xiàn)方向上擴(kuò)展， 從而發(fā)生較大的偏轉(zhuǎn)， 在裂紋擴(kuò)展過(guò)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(shì)， 同時(shí)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(shí)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(shí)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 斷口表面起伏較小（圖9（a））， 斷面整體平整， 這表明在試樣在裂紋擴(kuò)展過(guò)程中的擴(kuò)展路徑平直， 顯 微組織對(duì)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(lèi)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?chē)嬖谳^淺的撕裂棱， 同時(shí)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(shí)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(shuō)明片層組織的裂 紋擴(kuò)展路徑平直， 顯微組織對(duì)裂紋擴(kuò)展的阻礙能力較弱。 這是因?yàn)椴捎玫脑嚇映叽巛^小，時(shí)效析出的α相 片層非常細(xì)小（圖10（b））， 盡管片層組織可有效阻礙裂紋擴(kuò)展， 對(duì)提高其斷裂韌性有利， 但當(dāng)片層組織尺寸太小時(shí)， 其對(duì)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(lèi)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(duì)合金的韌性都非常不利。

TB17鈦合金在網(wǎng)籃組織特征時(shí)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(shuō)明網(wǎng)籃組織的裂紋擴(kuò)展擴(kuò)展路徑曲折， 顯微組織對(duì) 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(guò)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(kāi)始， 斷面可見(jiàn)類(lèi)似舌狀凸起， 呈現(xiàn)大量尺寸不一的韌窩特征（圖11（c）） ， 同時(shí)可見(jiàn)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(jiàn)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(guò)等溫時(shí)效后， 在亞穩(wěn)β基體上析出了彌散分布的細(xì)片層狀時(shí)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(wú)馬氏體α "相或次生α相產(chǎn)生； 經(jīng)過(guò)等溫時(shí)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(guò)等溫時(shí)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(shí)效狀態(tài)下， 等溫時(shí)效過(guò)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(shí)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。

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