钛合金具有比强度高、抗疲劳性好、抗蚀性能优异、耐高温、无磁无毒、弹性模量低等特点，被广泛地应用于航空航天、海洋工程、生物医用等领域，享有“太空金属”和“海洋金属”的美誉[1−5]。钛合金最早的大规模应用于航空航天领域，目前已经发展成为航空航天飞行器的主要结构材料之一，随着新一代航空航天飞行器向着高速−大型−结构复杂−低燃油的方向发展，在设计中要求使用综合性能优异的轻质材料。
β 型钛合金易锻造，冷热加工性能良好，与其他两类钛合金相比具有最高的比强度，在航空航天用大型锻件有着广阔的应用前景[6−8]。在实际的生产使用过程中，β 钛合金仍存在着许多问题，一方面，合金中含有大量的合金元素，在熔炼过程中，易出现元素的偏析，尤其是 Fe 元素的偏析形成的“β 斑”，这种“β斑”还可能在锻造和热处理过程中产生，严重影响着合金组织性能[9]；另一方面，高价的 Mo、V 等元素使得合金的生产成本增加，高浓度的合金元素也给合金的机加工带来了一定的困难。尽管 β 钛合金的强度很 高，但其塑性较低，断裂韧性值普遍低于 α+β 型钛合金[10−11]，合金的强韧性匹配较差，许多合金只能满足超高强钛合金[12]的标准而无法达到高强高韧钛合金的标准[13]。
钛合金的组织性能与加工工艺之间有着密切的联系，通过不同的热机械处理能显著提高合金的性能[14−15]。王涛等[16]对 TG6 合金热模锻件的研究发现，形变过程中 β→α 相变和微区变形的不均匀会导致合金锻件组织的不均匀性，且这种组织的不均匀性不能通过热处理制度被彻底消除。费跃等[17]研究了不同锻造工艺对 Ti-Al-Mo-Cr-Zr 系钛合金组织和性能的影响，结果表明合金经两相区锻造后获得双态组织，合金的强度和塑性较高，断裂韧性较低；通过准 β 锻造可获得网篮组织，合金的强度和塑性较低，断裂韧性较高。XU 等[18]发现，Beta C 合金在动态结晶区变形后，可通过适当的热处理工艺对组织进行优化。李东等[19]对 Ti-Al-Fe-V-Cr-Zr 系合金的研究表明，合金在两相区锻造后，经(790 ℃，1 h，AC)+(550 ℃，2 h，AC)固溶时效处理，抗拉强度和伸长率分别为 1273 MPa和 11.0%，断裂韧性达 83.8 MPa∙m1/2，具有良好的强韧性匹配。本文作者研究了 Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Nb-Fe系新型钛合金 d 180 mm 锻棒的组织性能，分析讨论了热处理工艺对 d 180 mm 锻棒边部、1/2R 和心部组织性能的影响，为该合金在航空航天大型锻件的生产应用提供一定的参考。
1 、实验
实验材料为自主研发的 Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Nb-Fe系新型钛合金[20]，采用真空自耗电弧炉进行 3 次熔炼获得 50 kg 的铸锭，其头部和底部的化学成分见表 1。
由 β 稳定系数 Kβ 和钼当量计算公式[21]，确定该合金的Kβ=1.33，[Mo]eq=14.2，为近 β 型钛合金。通过计算法确定该合金的相变点为 780 ℃。d 350 mm 的原始铸锭在两相区共进行 7 火次锻造，始锻温度 1150 ℃，终锻温度 740 ℃，每火次均进行两墩两拨，锻后空冷，最终获得 d 180 mm 的锻棒。
从实验用锻棒的边部、1/2R、心部分别切取金相、室温拉伸、平面应变断裂韧度试样，并进行固溶时效热处理，具体的热处理制度图 1 所示。金相试样经机械研磨、抛光、腐蚀后，分别在 OLYMPUS PMG3 倒置式显微镜和 JSM−6390 扫描电镜上进行观察分析。
固溶态试样的腐蚀剂溶液配比为 V(HF):V(HNO3):V(H2O)=2:1:7，时效态试样的腐蚀剂溶液配比为 V(HF):V(HNO3):V(H2O)=1:3:6。利用 401MVD 显微硬度测试仪对试样进行显微硬度测试。按照 GB/T228−2002《金属材料室温拉伸试验方法》在 INSTRON1185 万能拉伸试验机上进行力学性能的测试，选用标距 25 mm，直径 5 mm 的标准试样。按照 GB/T4161−2007《金属材 料 平 面 应 变 断 裂 韧 度KIC 试 验 方 法 》 在INSTRON1185 万能拉伸试验机上进行平面应变断裂韧度试验，选用厚度为 12.5 mm 的缩比样品。
2、 结果与分析
2.1 锻态显微组织及硬度分布
图 2 所示为合金经两相区锻造空冷后的显微组织及硬度分布。合金中 3 个不同位置的组织均为初生 α相(αp)和 β 相。其中，边部和心部的 αp 呈等轴状，均匀分布在 β 基体上；1/2R 处的 αp 呈等轴状和长条状，分布不均。原始铸锭经两相区多火次、大变形量锻造后，β 晶粒已充分破碎，组织中已看不见 β 晶界。由图 2(d)可知，合金经两相区锻造后边部和心部的硬度高于 1/2R 处的硬度，但差值不是很大，这可能与合金组织中初生 α 相的形态不均有关。
2.2 热处理后合金的显微组织及硬度分布
图 3 所示为合金经(750 ℃、0.5 h、AC)固溶处理后的显微组织。由于合金的加热温度低于相变点，组织中无相变行为发生，合金的组织为初生 α 相和 β 相。对比合金的锻态组织(见图 2)，合金经 750 ℃固溶处理后的组织更均匀，初生 α 相的体积分数也略有降低。合金边部和 1/2R 处的初生 α 相呈等轴状，心部的初生α 相呈等轴状和长条状。图 4 所示为合金经(800 ℃，0.5 h，AC)固溶处理后的显微组织。当固溶温度高于相变温度时，合金发生了 α→β 转变，组织由单一的 β 相组成。合金边部组织中的 β 晶粒发生了完全再结晶，生成完整平直的晶界，β 晶粒的平均尺寸约为 165 μm；1/2R 处组织则表现为部分再结晶现象：发生完全再结晶的 β 晶粒具有完整的 β 晶界，平均晶粒尺寸为 100 μm，未发生再结晶的 β 相仍旧为变形组织，无明显的 β 晶界；心部组织中只有少数的 β 晶粒发生了再结晶。合金 3 个位置的 β 晶粒发生了不同的再结晶现象，这可能与合金在锻造过程中表面至心部加热的不均匀而导致原始组织的不同有关。
图 5 所示为合金经(750 ℃，0.5 h，AC)+(510 ℃，8 h，AC)固溶时效处理后的显微组织。大量细小的次生 α 相密集地析出于 β 基体上，通过光学显微镜已无法辨别析出相的尺寸和形貌。图 5(a)中出现了大面积的白色析出析出区域，ZENG 等[22]的研究表明，这种不均匀的白色区域为“β 斑”，往往在合金的时效过程中容易出现，主要由合金元素的偏聚造成，且这种“β斑”不利于合金最终的使用性能。合金 1/2R 和心部组织中“β 斑”现象不明显，次生 α 相的析出较为均匀。
图 6 所示为合金经(800 ℃，0.5 h，AC)+(510 ℃，8 h，AC)固溶时效处理后的显微组织。相比于图 5，合金在 800 ℃固溶后经时效处理，次生 α 相的体积分数明显增大，这是因为合金经 750 ℃固溶处理后，组织中含有的初生 α 相在一定程度上制约了次生 α 相的析出，而合金经 800 ℃固溶处理后，组织中无初生 α相，次生 α 相得到充分析出[23]。从次生 α 相的析出情况来看，合金边部组织中次生 α 相的析出较均匀，1/2R和心部的次生 α 相析出不均匀，这种组织的不均匀性可能与合金在固处理后 β 晶粒的再结晶程度有关。由图 4 可知，边部组织的 β 晶粒发生了完全再结晶，晶粒内部的缺陷较少，次生 α 相可以均匀形核和生长，形成均匀的析出特性；在 1/2R 和心部的组织中，未再结晶的 β 相为高缺陷密度的变形基体，使得次生 α 相容易在缺陷较多的地方形核[24]，最终形成了不均匀的析出特性。合金经固溶时效处理后的 SEM 像如图 7 所示。
从图 7(a)可看出，合金经 750 ℃固溶+(510 ℃，8 h)时效处理后组织中含有少量的初生 α 相呈等轴状分布在β 晶界处，平均尺寸为 2 μm，体积分数约为 7%；针状次生 α 相以相互平行或呈一定角度的形式密集地在β 基体上析出，平均尺寸为 1 μm。合金经 800 ℃固溶+(510 ℃，8 h)时效处理后组织中无初生 α 相(见图7(b))，次生 α 相的析出表现出不均匀性：晶界附近的次生 α 相尺寸较为细小，平均尺寸为 0.4 μm，相互纵横交错；晶内的次生 α 相尺寸较大，平均尺寸为 1 μm，约呈 60°夹角相互交错。
图 8 所示为合金在不同热处理制度下的硬度分布情况。合金经固溶处理后，组织中未有次生 α 相析出，软相的初生 α 相无法起到析出强化的效果；合金经固溶时效处理后，组织中大量细小的次生 α 相具有显著的强化效果，因此，固溶态合金的显微硬度值约为270HV，要明显低于时效态合金 400HV 左右的显微硬度值。图 8(a)表明，合金经 750 ℃固溶后的显微硬度要高于 800 ℃固溶处理后的显微硬度，这是因为合金在 750 ℃固溶后，组织中残留的部分初生 α 相能对 β晶界起到钉扎作用，在一定程度上制约 β 晶粒的长大， 阻碍位错的滑移[25]，合金经 800 ℃固溶后，由于组织中无初生 α 相，β 晶粒的长大不受制约，位错容易在晶界处开动。在相同的时效条件下，合金经 750 ℃固溶后的显微硬度低于 800 ℃固溶处理后的显微硬度(见图 8(b))，这主要于次生 α 相的析出特性有关。由图 7 可知，合金在 750 ℃固溶后经时效处理，组织中含有少量的初生 α 相，相比于次生 α 相，这种软相的初生 α 相对合金的显微硬度贡献较小。另一方面，在相同的时效条件下，合金经 800 ℃固溶+时效处理后次生 α 相的体积分数更多，尺寸也更小，这种析出特 性有利于提高合金的显微硬度。
2.3 力学性能
合金经不同热处理后的力学性能如表 2 所列。在同一种热处理参数下，合金中 3 个位置的力学性能不同，显然这与组织的不均匀性有关。合金经(750 ℃，0.5 h，AC)+(510 ℃，8 h，AC)处理后，心部的抗拉强度最大，为 1389 MPa，1/2R 处的次之，边部的抗拉强度(Rm)仅为 1294 MPa，屈服强度(Rp0.2)与抗拉强度的变化规律相一致，伸长率(A)和断裂韧性的变化情况则与抗拉强度的相反。由图 5 可知，心部组织中次生 α相的含量最多，析出最均匀，1/2R 和边部的析出较为不均匀，存在“β 斑”现象，次生 α 相的含量也少于心部次生 α 相的含量，因此心部的强度最大。合金经(800 ℃，0.5 h，AC)+(510 ℃，8 h，AC)处理后强度的变化情况与上述情况略有区别，心部的抗拉强度最小，为 1402 MPa，1/2R 处的次之，边部的抗拉强度最大，为 1458 MPa，这是因为在该热处理条件下边部组织中次生 α 相的分布较均匀，体积分数较大，1/2R 和心部组织的析出存在不均匀性(见图 6)。屈服强度与抗拉强度的变化规律保持一致，伸长率和断面收缩率的变化趋势与抗拉强度的相反，值得注意的是，断裂韧性值的变化情况与抗拉强度的相似。
从表 2 中可知，合金经(750 ℃，0.5 h，AC)+(510 ℃，8 h，AC)处理后3 个位置的平均抗拉强度为1340 MPa，经(800 ℃，0.5 h，AC)+(510 ℃，8 h，AC)处理后 3个位置的平均抗拉强度为 1445 MPa，造成两者大小不等的原因主要与次生 α 相的析出特性有关：前者析出的次生 α 相的体积分数小，尺寸大，后者析出的次生α 相体积分数大，尺寸小(见图 7)，前者的时效强化效果小于后者的。合金经 750 ℃+(510 ℃，8 h)的组织中还存在少量的初生 α 相，其强化效果要远低于次生 α相的。合金经 750 ℃+(510 ℃，8 h)处理后 3 个位置的平均断裂韧性值为59.1 MPa∙m1/2，高于800 ℃+(510 ℃，8 h)条件下的 44.5 MPa∙m1/2。一方面，初生 α 相增大了裂纹尖端的塑性区尺寸，降低了裂纹扩展速率。另一方面，长宽比较大的针状次生 α 相更容易使裂纹发生偏转，增加裂纹路径的曲折性，提高合金的断裂韧性[26]。因此，在相同的时效条件下，合金经 800 ℃固溶+时效处理后的强度更大，750 ℃固溶+时效处理后的断裂韧性更高。
2.4 断口形貌
通常，β 钛合金合金的强度和断裂韧性呈反比关系，针对合金在(800 ℃，0.5 h，AC)+(510 ℃，8 h，AC)固溶时效条件下出现的反常现象，需进一步对该状态下的断口组织进行观察分析。合金经(800 ℃，0.5h，AC)+(510 ℃，8 h，AC)固溶时效后，利用 image proplus 6.0 软件处理得到合金的裂纹扩展路径如图 9 所示。边部的裂纹扩展路径虽然没有明显的上下起伏，但裂纹路径具有明显的曲折性；1/2R 处的裂纹扩展路径有明显的上下起伏，但相比于图 9(b)，裂纹路径的曲折程度不大；心部的裂纹扩展路径没有明显的上下 起伏，裂纹路径也最为平坦。裂纹扩展路径的曲折性从一定程度上反映了合金断裂韧性值的大小，裂纹扩展路径越曲折，裂纹偏转的越厉害，合金在断裂过程中吸收的能量越多，断裂韧性值越大[27]。因此，合金边部的断裂韧性值最大，1/2R 处的次之，心部的断裂韧性值最小，与表 2 中的结果相一致。
图 10 所示为合金经(800 ℃，0.5 h，AC)+(510 ℃，8 h，AC)固溶时效后的断口组织。对比图 10(a)、(d)和(g)可发现，边部断口的剪切唇面积最小，心部断口的剪切唇面积最大。合金 3 个位置的低倍断口扫描组织(见图 10(b)、(e)和(h))均表现为被拉长的韧窝，在长条状的韧窝中间夹杂着尺寸较小的等轴状韧窝。3 个位置的韧窝的数量、大小、深浅程度没有明显的区别，但通过高倍断口扫描组织，发现 3 个位置断口组织之间还是有一定的差别。图 10(c)中的韧窝尺寸较大，断口表面还存在尺寸较小的次生裂纹；图 10(f)中撕裂脊的高度明显大于心部组织中的撕裂脊。由于边部断口组织中的韧窝尺寸略大于 1/2R 处和心部组织中的韧窝尺寸，且边部组织中还存在次生裂纹，这使得裂纹在扩展过程中需要吸收更多的能量才能使材料发生断裂，因此合金边部的断裂韧性值高于 1/2R 处和心部的断裂韧性值，这于表 2 中的实验结果相符。
合金在(800 ℃，0.5 h，AC)+(510 ℃，8 h，AC)条件下的断口组织证明合金的断裂韧性呈现边部高−心部低的趋势，而合金的强度出现异常现象可能与合金 3 个位置所取的拉伸试样截面处次生 α 相的分布不均匀有关。另外由表 2 中的数据可知，合金在(750 ℃，0.5 h，AC)+(510 ℃，8 h，AC) 固溶时效条件下，3 个位置之间的强度或断裂韧性的差值较大，在(800 ℃，0.5 h，AC)+(510 ℃，8 h，AC) 固溶时效条件下，3个位置之间的强度或断裂韧性的差值较小，结合图 5和图 6，说明合金在相变点上固溶后再经时效处理， 组织的不均匀程度降低，即合金在相变点下固溶后再经时效处理对组织性能的不均匀性产生的影响更大。
3 、结论
1) 直径 180 mm 锻棒边部和心部组织的初生 α 相呈等轴状，1/2R 处的初生 α 相以等轴和长条状两种形态分布在 β 基体上，锻态原始组织存在不均匀性。
2) 合金经 750 ℃固溶后，3 个位置的初生 α 相体积分数减少，分布不均匀；经 800 ℃固溶后组织为单一的 β 相，且 β 相发生了不同程度的再结晶。合金经750 ℃固溶+(510 ℃，8 h)时效后，大量的针状次生 α相在 β 基体上析出，少量的初生 α 相残留在 β 晶界处，析出相的分布不均匀，边部和 1/2R 组织中出现“β 斑”现象；经 800 ℃固溶+(510 ℃，8 h)时效后，1/2R 和心部组织中次生 α 相的析出不均匀，β 晶界附近的次生 α相尺寸更小，分布更密集，晶内的次生 α 相尺寸较大，互成 60°夹角相互交错。
3) 合金经(750 ℃，0.5 h，AC)+(510 ℃，8 h，AC)固溶时效后，强度较低，断裂韧性较高，1/2R 处的力学性能为 Rm=1337 MPa，A=8.5%，KIC=59.8 MPa∙m1/2，达到高强高韧钛合金的标准。
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