隨著新一代航空飛行器向高速化、大型化、結構復雜化及提高燃油效率等方向的跨越式發展，需要在其結構設計中使用綜合性能更高的輕金屬材料[1-3]。目前鈦及鈦合金在飛機機體結構上的應用已取得良好的減重效果，滿足飛機高機動性、高可靠性和長壽命的設計需要，其用量已成為衡量飛機選材先進程度的一個重要標志。超高強度鈦合金作為結構件材料應用于航空、航天等需要高強度的部位,特別是在航空領域,可以進—步提高飛機鈦合金構件的比強度,提高結構效率，實現更好的減重效果[4]。高強鈦合金通常是通過高合金化實現強度超過1100 MPa,可用于制造強度要求高、實現減重效果的承力構件。目前，獲得成功應用的高強鈦合金主要包括 Ti-10-2-3、Ti-15-3、β-C、β-21S、BT22、TC21 和 Ti-5553 等[5-11]。

近年來,隨著航空航天工業對超高強鈦合金的需求越來越迫切，相關研究單位相繼開展了 1300 MPa級甚至更高強度級別的超高強鈦合金的研制工作[12-15]。通過新型合金化、形變強化、相變強化和強韌化組織控制等綜合強韌化技術,在強度-塑性-韌性等綜合性能良好匹配的前提下,可以實現鈦合金強度等級越來越高，用于航空承力構件可獲得更大的減重效益，實現更大的減重效果，具有重要的意義。

本文針對自主研制的_種新型Ti-Al-Mo-V-Cr-Zr系亞穩β型超高強鈦合金開展固溶時效處理，對其組織和力學性能的影響規律進行研究,以期實現其良好的強塑性匹配,為其工程化應用提供數據支撐。

1、試驗及方法

試驗采用的是自主研制的一種新型Ti-Al-Mo-V-Cr-Zr系多元強化亞穩β型超高強鈦合金材料，其質量分數如表1所示，經3次真空自耗熔煉獲得鑄錠，進行開坯改鍛后獲得小規格鍛坯。通過金相法測得原材料的相變點溫度約為815℃。圖1為原材料的顯微組織，由等軸或短棒狀的初生α相和基體β相組成，相比于短棒狀初生α相,等軸狀初生α相含量較多,尺寸約1~3μm,分布較為均勻。

對原材料進行固溶時效處理，試驗方案具體參數如表2所示。制備鈦合金金相試樣，利用Leica DMI5000M光學顯微鏡對其進行顯微組織觀察與分析。在Zeiss Supra-55掃描電子顯微鏡設備上對顯微組織和室溫拉伸斷口的組織形貌進行表征與分析。

依據GB/T 228.1-2010《金屬材料拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》開展室溫拉伸測試，同種狀態的試樣各進行3次拉伸試驗，然后求取平均值；依據GB/T 3075-2008《金屬材料疲勞試驗軸向力控制方法》開展室溫、空氣環境下的軸向高周疲勞試驗,加載頻率為100 Hz,應力比為R=0.1,最大應力水平介于700~1100 MPa之間,疲勞壽命超出1 x 10⁷時則終止試驗。采用升降法計算存活率為50%條件下的中值疲勞極限。本研究所采用的力學性能試樣如圖2所示。

2、結果與討論

2.1室溫拉伸性能

鈦合金經固溶時效處理后,其室溫拉伸性能如圖3和表3所示。圖3中室溫所對應的數據點為原材料的拉伸性能數據?？梢钥闯?，該超高強鈦合金經固溶處理后，抗拉強度達到900 MPa以上,屈服強度接近900 MPa,塑性較好。經時效處理后，該合金具有極高的強度，同時具有較好的塑性。在500℃時效后，該合金抗拉強度最高，達到1500 MPa以上，屈服強度在1450 MPa以上;隨著時效溫度的提高，合金強度下降，塑性呈增加趨勢。在520℃時效條件下，抗拉強度為1508 MPa,屈服強度為1439 MPa,延伸率為7.6%,材料具有良好的強度和塑性性能匹配。

2.2顯微組織

鈦合金經固溶時效處理后的顯微組織如圖4所示?？芍?，該合金在相變點以下進行固溶處理后，其組織為α+β雙相組織,在合金β基體上彌散分布著細小的初生α相顆粒，初生α相形態為等軸和短棒狀，其中，等軸初生α相含量相對較多。時效態的顯微組織由微米尺度的初生α相顆粒和彌散分布著大量納米尺度的次生α相的β轉變組織組成，呈等軸狀、短棒狀的初生α相在基體晶粒界面和內部均有分布，同時在β基體相內彌散分布著大量的針狀或片層次生α相。

結合其室溫拉伸性能和顯微組織綜合分析,超高強鈦合金經時效處理后,其抗拉強度R_m、屈服強度R_p0.2及彈性模量E相比固溶態合金均有了大幅度提高，主要原因是：固溶態合金保留了大量的亞穩β相，經時效處理后,在亞穩β相內析出了大量的片層狀次生α相，這些細小彌散分布的次生α相片層通過與位錯的交互作用使得合金產生明顯的沉淀強化，宏觀表現為抗拉強度、屈服強度及彈性模量等力學性能的提高。這是因為亞穩β鈦合金中的β相是亞穩相，其熱力學穩定性很低，具有很強的發生β->α相變的傾向，通過時效熱處理很容易使α相析出。因其α相析出的驅動力比較高,析出的α相通常是細小彌散的，使得該類合金具有優良的時效強化效應，從而能獲得比α+β型鈦合金更高的強度[6]。因此，析出相強化是目前高強度亞穩β鈦合金最有效的一種強化方式。目前,對亞穩β鈦合金的力學性能與微觀組織的關系的研究大多基于這一特點,即通過時效析出大量的次生α相,以獲得非常高的強度[16]。另外，該超高強鈦合金經時效處理后，其延伸率A和斷面收縮率Z相比固溶態均有了不同程度的降低，其主要原因是大量次生α相彌散分布,且呈針狀或細片層狀，容易引起應力集中，使得合金在加載過程中過早斷裂,宏觀表現為延伸率和斷面收縮率等塑性性能降低。上述結果與Mainak等［17］對傳統高強鈦合金Ti-5553合金的微觀組織與其拉伸力學性能關系的研究結果相吻合，均發現全β相組織的試樣強度最小，斷后伸長率最高；含有大橫縱比α相顯微組織的試樣具有較好的強度和塑性匹配；而含有小橫縱比α相顯微組織的試樣雖然強度最高,但其塑性最低，這是由于此類顯微組織在變形中可以提供更多的α/β界面,從而顯著提高位錯運動的阻力。

由于亞穩β鈦合金的組織演變對溫度較為敏感，熱處理溫度相差幾十℃就會導致顯微組織有較大差異。而鈦合金的力學性能強烈依賴于α相的特征參數（如含量、形貌、尺寸等）,因此熱處理工藝參數不同會導致力學性能產生較大變化。本文對該鈦合金在β轉變溫度以下20℃的固溶處理，既可保證組織中獲得一定含量的初生α相,改善合金塑性，同時初生α相也可抑制β晶粒的過度長大,有利于提高材料強度性能個溶后組織中形成大量的亞穩β相,在后續500-540℃溫度范圍內時效過程中可析出細片次生α相，這些析出的細小次生α相能夠起到細化晶粒的作用，并且提供大量的α/β界面阻礙位錯運動，從而利用沉淀強化提高了鈦合金強度。對于亞穩β鈦合金而言，細小彌散的針狀α相有助于提高合金強度,而均勻的粗大片層狀α相有助于提高合金塑性［役室溫拉伸測試結果表明,該鈦合金抗拉強度、屈服強度分別由500℃時效后的1527 MPa、1468

MPa下降至540℃時效后的1430 MPa. 1380 MPa,斷后伸長率由500℃時效后的5.7%增加至540℃時效后的7.2%;斷面收縮率由500℃時效后的22%增加至540℃；時效后的30%。由圖4可知,隨著時效溫度的不斷升高，初生α相的變化并不明顯,而彌散分布于β基體內的次生α相的析出數量隨著時效溫度的升高逐漸增加，并且擴散激活能增加導致其聚集粗化，次生α相尺寸增大,顯微組織中α/β界面減少,造成合金的強化效果減弱、強度降低。另一方面,隨著時效溫度的增加，次生α相更加彌散化地分布在β基體上,而且次生α相聚集并粗化后針狀形貌的尖角鈍化，顯微組織中α/β界面減少也會減小位錯運動的阻礙,均會在一定程度上降低變形過程中的應力集中程度,延緩合金的斷裂,從而改善合金的塑性。

2.3拉伸斷口分析

圖5為鈦合金鍛坯原材料、固溶態和固溶時效態合金的拉伸斷口形貌?？芍?不同狀態的鈦合金拉伸斷口均呈現典型的杯錐狀特征,拉伸斷口處存在明顯的宏觀塑性變形特征，拉伸斷口表面主要由纖維區和剪切唇區組成；微觀形貌顯示斷口表面均存在大量的等軸狀韌窩。韌窩是合金在微區范圍內經塑性變形產生的顯微空洞,不同熱處理狀態下大量韌窩的存在表明合金均具有一定的塑性和韌性。上述斷口表面的宏觀和微觀特征表明拉伸斷口均為韌性斷裂。鈦合金鍛坯原材料（圖5 （ a） ） 和固溶態合金（圖5 （ b） ） 的拉伸斷口表面纖維區起伏較大,等軸韌窩相對較深,尺寸較大，表明前兩種拉伸樣品的塑性相對較好；500乜時效態（圖5 （ c） ） 和520°C時效態（圖5 （ d） ） 合金拉伸斷口的表面纖維區起伏相對較小，尤其以圖5（C）拉伸斷口的表面起伏最小,等軸韌窩相對較淺,尺寸較小，表明后兩種狀態的拉伸樣品相比于前兩種拉伸樣品，塑性有所降低。上述分析結果與室溫拉伸力學性能結果一致，即鈦合金鍛坯原材料和固溶態合金的塑性優于固溶時效態合金，而且，隨時效溫度的增加，固溶時效態合金的塑性呈增加趨勢。

2.4疲勞性能

上述分析表明，在520℃時效條件下，該合金具有良好的強度和塑性匹配。對該條件下的超高強鈦合金進行室溫高周疲勞測試,將試驗數據按照升降法進行配對處理，按照式（1）計算其中值疲勞極限，即存活率為50%的疲勞強度。

式中,S₅₀為存活率為50%的中值疲勞強度;n為有效試樣總數；m為應力等級的數量；v_i為第i級應力等級下的有效試驗次數;s_i為第i級應力水平。

根據上述方法計算獲得520℃時效條件下,其中值疲勞極限為868 MPa。此外,在700 MPa應力水平下,連續進行5支樣品的高周疲勞試驗，其疲勞壽命均超出1 X 10⁷周次,表明該合金在測試條件下的高周疲勞強度不低于700 MPa。綜上表明在該狀態下，該合金具有較好的高周疲勞性能。

通過對疲勞斷裂后的斷口微觀分析可以研究斷口的形貌，分析材料斷裂類型和性質、斷裂模式、斷裂路徑、斷裂原因和機理，在理論研究和工程實踐中都有著十分重要的作用。斷口 SEM分析發現,試驗中所有試樣疲勞斷口均顯示出典型的高周疲勞斷口特征，整個斷口分為裂紋源區、穩定擴展區和瞬斷區，如圖6所示,該樣品最大應力為850 MPa,疲勞壽命為576300周次。

裂紋源區位于斷口一側靠近表面的位置(圖6 (a))；高周疲勞裂紋萌生通常是由表面不可逆的周期性滑移導致應變集中,累積到一定程度后導致裂紋形核,實現裂紋萌生過程(圖6 (b));裂紋萌生后,以疲勞條紋擴展模式向內部擴展(圖6 (c))；在斷口上能夠觀察到延伸至樣品內部的河流花樣。穩定擴展區斷口表面較為平坦,宏觀尺度下的疲勞裂紋以條紋擴展模式,沿與加載方向幾乎垂直的方向繼續擴展，直到臨界裂紋尺寸，形成過載的瞬斷區，該區域通常具有典型的韌窩和撕裂棱特征(圖6 (d))。

3、結論

(1) 自主研制的新型Ti-Al-Mo-V-Cr-Zr系亞穩β型超高強鈦合金,其原材料顯微組織由等軸或短棒狀的初生α相和基體β相組成，經790 P固溶、520~540℃時效處理后，顯微組織由初生α相和彌散分布著大量次生α相的β轉變組織組成。

(2) 時效溫度對該合金的力學性能影響較為顯著。在本文試驗條件下，在固溶溫度790℃、500~540℃時效溫度范圍內，隨著時效溫度的升高,其合金強度下降，塑性則呈增加趨勢。其抗拉強度、屈服強度分別由500℃時效后的1527 MPa, 1468 MPa下降至540℃時效后的1430 MPa、1380 MPa;斷后伸長率由500℃時效后的5.7%增加至540℃時效后的7.2%；斷面收縮率由500℃時效后的22%增加至540℃時效后的30%。

(3 )在790℃固溶、520℃時效處理條件下,該合金的抗拉強度為1508 MPa,屈服強度為1439 MPa、斷后伸長率為7.6%,斷面收縮率為33%,具有較好的強塑性匹配。其室溫光滑(K_t=1)軸向高周疲勞性能較好，中值疲勞極限為868MPa。

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