TC29（Ti-4.5Al-6.8Mo-1.5Fe）是西北有色金屬研究院自主研發(fā)的一種近β型鈦合金[1-3]，該合金采用低廉的Fe、Mo元素代替成本較高的V元素，以達到降低成本的目的。TC29鈦合金已應(yīng)用于航空航天、兵器等領(lǐng)域，但目前該合金的相關(guān)基礎(chǔ)研究仍不完整[4-5]，其組織結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能的相互作用規(guī)律及機理探索仍需要補充完善，相關(guān)標準等缺乏數(shù)據(jù)支撐。

隨著鈦合金材料應(yīng)用的推廣，對復(fù)雜環(huán)境中服役的鈦合金材料的性能也提出了更為全面的要求。材料既要有較高的強度，還要有優(yōu)異的塑性、韌性、抗裂紋擴展能力。然而，不同的組織形貌所對應(yīng)的材料性能差異較大，探究微觀組織與各類性能指標之間的對應(yīng)關(guān)系，選擇最優(yōu)的微觀組織結(jié)構(gòu)，是材料應(yīng)用的重要研究方向。Wang等人[6-7]研究了鈦合金拉伸及沖擊加載條件下的斷裂行為。吳幫煒等人[8]研究了TC4鈦合金等軸組織、雙態(tài)組織、片層組織對室溫拉伸強度及斷裂韌性的影響規(guī)律。徐浩等人[9-10]研究了準β鍛造工藝及熱處理對鈦合金組織和斷裂韌性的影響。李瑤等人[11]研究了TC4鈦合金斷裂韌性與沖擊韌性的關(guān)系，并探討了雜質(zhì)元素對材料韌性的影響規(guī)律。翁涵博等人[12]研究了TC4鈦合金不同組織取向?qū)?yīng)的沖擊韌性及斷裂韌性，從能量的角度探究了影響沖擊韌性及斷裂韌性的因素。

目前對材料沖擊韌性和斷裂韌性的研究大多是探討其成分、組織或工藝對拉伸性能、沖擊韌性和斷裂韌性的單一影響，缺乏對工藝、相結(jié)構(gòu)與這3種性能之間相互關(guān)系的系統(tǒng)闡述。對TC29鈦合金相結(jié)構(gòu)與強度、塑性、韌性之間的耦合作用關(guān)系進行研究，不僅可以為鈦合金材料綜合性能設(shè)計提供參考，也將為TC29鈦合金服役安全提供更全面的數(shù)據(jù)支撐。

1、實驗

實驗材料為TC29鈦合金鍛坯（相變點為910℃），經(jīng)α+β兩相區(qū)鍛造變形及β單相區(qū)鍛造變形，得到厚度為30mm的鍛件。對α+β兩相區(qū)變形的TC29鈦合金鍛件進行（700、730）℃/1h/AC退火處理（分別標記為M1、M2）或進行（700、730、780、850）℃/1h/AC+560℃/6h/AC固溶時效處理，分別標記為STA1、STA2、STA3、STA4；對β單相區(qū)鍛造變形的TC29鈦合金鍛件進行850℃/1h/AC+560℃/6h/AC固溶時效處理，標記為LM。

熱處理后的料塊用線切割分料，分別加工成標距25mm、直徑10mm的標準拉伸試樣、10mm×10mm×55mm的標準沖擊試樣及20mm×48mm×50mm的標準平面應(yīng)變斷裂韌度試樣。室溫拉伸及沖擊試驗分別在INSTRON1185和JB-300B型材料試驗機上進行。平面應(yīng)變斷裂韌度測試執(zhí)行GB/T4161—2007標準。采用OlympusPMG3光學(xué)顯微鏡、JSM-6460型掃描電鏡（SEM）、JEM-F200場發(fā)射透射電鏡（TEM）進行微觀組織和斷口形貌觀察，并利用Image軟件統(tǒng)計α相含量及尺寸。

2、結(jié)果與討論

2.1兩相區(qū)變形熱處理組織

圖1為兩相區(qū)變形TC29鈦合金熱處理后的顯微組織。從圖1可以看出，α+β兩相區(qū)鍛造變形后的TC29鈦合金經(jīng)過退火處理及固溶時效處理后的顯微組織均為雙態(tài)組織。經(jīng)700℃退火處理后（圖1a），基體中交錯分布有大量細小的片狀次生α相，晶界處可見彌散析出的球狀α相及部分破碎的晶界α相。當退火溫度升高至730℃時（圖1b），初生α相的數(shù)量增加、球化度增加，次生α相長度增加。由此可見，退火溫度在一定程度上會影響初生α相的形貌、含量，以及次生α相的尺寸。與退火處理后的組織相比，經(jīng)固溶時效處理后的初生α相形貌變化雖較小，但次生α相的寬度明顯降低。隨著固溶溫度的升高，合金中初生α相和次生α相的形貌均有變化。固溶溫度為700~780℃時（圖1c~1e），小尺寸初生α相多分布于晶內(nèi)，大尺寸初生α相多分布于晶界處。隨著固溶溫度的升高，次生α相逐漸粗化變短，初生α相呈現(xiàn)先長大后溶解的趨勢[13-15]。

對比退火（圖1a、1b）與固溶時效（圖1c、1d）處理后的次生α相形貌可以發(fā)現(xiàn)，較低溫度退火后，合金中的次生α相由于長大驅(qū)動力不足，呈現(xiàn)粗短狀；經(jīng)固溶時效處理后，次生α相長大變長。從圖1c和圖1d可以看出，由于片狀次生α相在較低溫度固溶時未能充分生長，基體中儲存著更多的界面能，細片層次生α相會隨著固溶溫度的升高，與相鄰片層組織合并長大。觀察圖1e發(fā)現(xiàn)，當固溶溫度持續(xù)升高至780℃時，由于界面能的耗散，部分次生α相和晶界α相已呈現(xiàn)溶解湮滅的跡象。

圖2為STA4試樣中晶界處的初生α相形貌。從圖1f和圖2可以看出，當固溶溫度為850℃時，由于接近β相變點，合金中的層片狀次生α相消失，初生α相部分溶解并在晶界處融合。采用透射電子顯微鏡觀察STA2和STA4試樣的微觀組織，結(jié)果如圖3所示。從圖3可以看出，STA2試樣中的次生α相呈片層狀，長度約為1~3μm。而STA4試樣中的次生α相為納米尺度（長度）的析出相，主要為短片層顆粒狀，片層長度小于100nm。STA4試樣相較其他試樣的固溶溫度更高，初生α相和部分次生α相溶解引起亞穩(wěn)β基體中的固溶元素濃度升高，亞穩(wěn)β基體在時效分解時的形核點密集，但長大的驅(qū)動力不足，導(dǎo)致析出的次生α相呈現(xiàn)納米尺度短片層狀。

對兩相區(qū)變形的M1、M2以及STA1~STA4試樣的初生α相尺寸分布進行定量統(tǒng)計，結(jié)果見圖4。從圖4可以看到，TC29鈦合金的初生α相尺寸分布在0~9μm范圍內(nèi)，其中3μm左右的初生α相居多，約占50%~70%，5μm左右的初生α相數(shù)量次之，約占11%~23%。

隨著固溶溫度的升高，TC29鈦合金中的初生α相先通過擴散機制長大，達到平衡后再通過晶粒合并長大。固溶溫度為700℃時，STA1試樣中尺寸為1μm左右的初生α相數(shù)量為35%。隨著固溶溫度升高至730℃和780℃時，初生α相長大，尺寸為1μm左右的初生α相數(shù)量有所降低，尺寸為3μm左右的初生α相數(shù)量增加。固溶溫度升高至850℃時（STA4），尺寸為1μm左右的初生α相數(shù)量已降低至15%。隨著固溶溫度的升高，溶質(zhì)原子的活性增加，界面能升高，晶界的遷移速率提高，而初生α相多分布在晶界處，因此在晶界遷移及界面張力的作用下，初生α相的尺寸也會有所增大。固溶溫度為850℃時，尺寸在2~4μm的初生α相約占59%、4~6μm的初生α相約占21%。

與固溶時效處理的TC29鈦合金組織相比，圖4中退火態(tài)組織中初生α相的尺寸一致性更高，主要集中在2~6μm范圍內(nèi)，所占比例超過60%。退火溫度為730℃時（M2試樣），2~4μm的初生α相占比超過70%，相比退火溫度為700℃時（M1試樣）的組織更均勻。退火溫度對初生α相的影響主要體現(xiàn)在α相的形貌差異上，原因在于退火溫度較高時初生α相能夠獲得更大的驅(qū)動力，球化長大效果更好。

圖5為兩相區(qū)變形TC29鈦合金的初生α相體積分數(shù)統(tǒng)計圖。從圖5可以看到，退火態(tài)TC29鈦合金組織中的初生α相體積分數(shù)與固溶時效態(tài)的相當，在24%~31%之間。M1試樣中初生α相體積分數(shù)為29%。隨著退火溫度的升高，初生α相的體積分數(shù)略有降低。在固溶時效處理試樣中，STA1試樣的初生α相體積分數(shù)最少，約為24%。隨著固溶溫度的升高，初生α相的體積分數(shù)先增后減，在固溶溫度為730℃時達到峰值（STA2試樣），約為31%。由于片狀α相界面存在空洞和彎曲結(jié)構(gòu)，隨著溫度的升高，空洞擴張會促進片狀α相斷裂、球化[16]，從而導(dǎo)致次生α相含量減少，初生α相含量增加。而后隨著固溶溫度逐漸接近相變點，α相向β相轉(zhuǎn)變，部分次生α相溶解，直至固溶溫度為850℃時，次生α相全部溶解。

2.2單相區(qū)變形熱處理組織

圖6為β單相區(qū)鍛造變形TC29鈦合金經(jīng)固溶時效處理后的顯微組織。從圖6a可以看出，組織中片層長度約1~10μm，主要集中在8μm左右，片層寬度不超過0.5μm，片層α相無規(guī)則交錯排布。與圖2中兩相區(qū)變形合金的次生α相對比，單相區(qū)變形的片層組織更為粗長。從圖6b可以看到，層片狀α相上有大量的位錯纏結(jié)，亞穩(wěn)β基體中也有大量細短次生α相存在。與圖3b中的次生α相對比發(fā)現(xiàn)，圖6bβ基體中的次生α相與其形貌相近，但更為細長，均為納米尺度。說明經(jīng)850℃固溶處理后，LM試樣中未產(chǎn)生微米尺度的次生α相。

2.3力學(xué)性能

圖7為兩相區(qū)變形和單相區(qū)變形試樣的室溫拉伸性能。從圖7可以看到，兩相區(qū)變形后經(jīng)退火處理的M1和M2試樣強度較低，抗拉強度（Rm）不足1100MPa，延伸率（A）較高，超過16%，斷面收縮率（Z）超過60%。隨著退火溫度的升高，合金強度降低、塑性升高。兩相區(qū)變形后經(jīng)固溶時效處理的STA1~STA4試樣的強度相較退火態(tài)更高，隨著固溶溫度的升高，合金的室溫拉伸強度逐漸提高，在固溶溫度為850℃（STA4試樣）時最高，抗拉強度達到1471MPa，屈服強度（Rp0.2）為1308MPa，延伸率為6.5%。單相區(qū)變形后經(jīng)熱處理獲得的LM試樣室溫抗拉強度較高，接近1300MPa，屈服強度為1130MPa，延伸率僅為3.5%。STA4試樣與LM試樣的強度均較高，但塑性較差。

根據(jù)組織分析可知，兩相區(qū)變形后退火的M1試樣比M2試樣中初生α相的體積分數(shù)高，球化度低。結(jié)合力學(xué)性能測試結(jié)果說明，初生α相的體積分數(shù)越高，合金的強度越高，且球化度較高的初生α相對合金塑性有利。隨著固溶溫度的升高，合金中亞穩(wěn)β相分解，彌散析出片狀次生α相，片狀組織在基體中起到強化作用，從而使合金強度提高，同時塑性降低。

圖8為兩相區(qū)變形和單相區(qū)變形試樣熱處理后的沖擊韌度和斷裂韌度。由圖8可以看出，兩相區(qū)變形后經(jīng)退火處理的試樣，其沖擊韌度（aKU）遠高于經(jīng)固溶時效處理的試樣及單相區(qū)變形后經(jīng)熱處理的試樣，沖擊韌度最高可達58.8J/cm2。主要是由于兩相區(qū)變形的TC29鈦合金為球狀α及片層次生α雙相組織，單相區(qū)變形的TC29鈦合金為全片層組織。球狀組織抵抗裂紋萌生的能力強于片狀組織，需要更多的裂紋生成功，因此裂紋較早在片狀組織中產(chǎn)生，導(dǎo)致片狀組織具有較低的塑性和斷裂抗力。兩相區(qū)變形后經(jīng)退火處理的試樣，由于與固溶時效試樣擁有相當含量的初生α相，且片層次生α相更粗更短，因此其抗裂紋萌生能力及抗裂紋擴展能力均較好，沖擊韌性更高。

兩相區(qū)變形后經(jīng)固溶時效處理的試樣，沖擊韌度在固溶溫度高于730℃時，呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢。固溶溫度為780℃時，沖擊韌度超過40J/cm2。STA4試樣則由于其基體中析出大量細小彌散的納米尺度次生α相，強度有較大提高，沖擊韌性降低。Sun等人[17-18]在研究熱處理對鈦合金組織與沖擊性能的影響規(guī)律時也發(fā)現(xiàn)，次生α相片層厚度的增加對沖擊性能的提高有很大促進作用。主要是由于當裂紋穿過較薄的片層組織時，裂紋擴展路徑的曲折程度相對較小，但片層增厚時，裂紋擴展需繞過α相片層，導(dǎo)致裂紋路徑更加曲折，從而需要更大的裂紋擴展能量。

此外，單相區(qū)變形的LM試樣沖擊韌性值高于兩相區(qū)變形處理的STA4試樣。通過對比STA4試樣（圖3b）與LM試樣（圖6b）的微觀組織可以發(fā)現(xiàn)，STA4試樣中基體析出的納米尺度次生α相尺寸比LM試樣的更為細小。同時，由于STA4試樣晶界附近聚集的等軸狀初生α相尺寸雖較大，但數(shù)量少，因此體積分數(shù)更多的納米次生α相占據(jù)主導(dǎo)。然而，納米次生α相抵抗沖擊裂紋擴展的能力較差，使得等軸狀α相提供的塑韌性均失去了優(yōu)越性。LM試樣中析出的微米尺度片狀α相體積分數(shù)高，抗裂紋擴展能力優(yōu)于納米片狀次生α相，雖然抗裂紋萌生能力不及等軸α相，但整體塑韌性優(yōu)于STA4試樣。

從圖8還可以看到，退火處理及固溶處理的兩相區(qū)變形試樣的斷裂韌度（KIC）相當，約為30MPa.m^1/2；兩相區(qū)變形獲得的STA4試樣斷裂韌度最低，單相區(qū)變形獲得的LM試樣斷裂韌度最高，達到73MPa.m^1/2。

結(jié)合2.1和2.2分析可以發(fā)現(xiàn)，初生α相的尺寸分布及體積分數(shù)對KIC的影響很大，次生α相的形貌及體積分數(shù)對KIC影響較小。裂紋在片狀組織中擴展產(chǎn)生的路徑更長，需要更大的耗能，因此片狀組織抵抗斷裂的能力更強。納米尺度片狀次生α相（圖3b）的析出會降低合金的斷裂韌性，但微米尺度片狀α相（圖6）會顯著提高合金的斷裂韌性。

有研究[19]表明，裂紋萌生由裂紋尖端附近顯微組織的塑性變形能力決定，粗片層α相和基體有較好的塑性變形能力。裂紋擴展過程中，路徑曲折度小的雙態(tài)組織需要的擴展功低，曲折度大的全片層組織需要的擴展功較高。王哲等人[20]在研究中也發(fā)現(xiàn)，片層組織對斷裂韌性的影響較大。結(jié)合圖8數(shù)據(jù)，進一步說明了納米尺度次生α相抵抗裂紋擴展的能力遠低于微米尺度片狀α相。

由于沖擊韌性主要由裂紋萌生能主導(dǎo)，斷裂韌性主要受裂紋尖端塑性區(qū)控制[19]。在缺口沖擊試驗中，球狀α相對抵抗裂紋萌生具有較大優(yōu)勢，片狀α相對抵抗沖擊載荷裂紋擴展有利。在預(yù)制裂紋的斷裂韌性試驗中，片狀組織對性能的影響占據(jù)主導(dǎo)地位，進一步證明等軸狀α相對抵抗裂紋萌生的作用明顯優(yōu)于其抵抗裂紋擴展的作用。因此，等軸狀組織的主要優(yōu)勢為抑制裂紋萌生，片狀組織的主要優(yōu)勢為抵抗裂紋擴展。

2.4斷口微觀形貌

圖9為兩相區(qū)變形和單相區(qū)變形TC29鈦合金經(jīng)不同熱處理后的斷裂韌度試樣斷口形貌。從圖9可以看出，兩相區(qū)變形試樣呈現(xiàn)出準解理狀斷口，斷裂方式以脆性穿晶斷裂為主，可見少量孔洞；單相區(qū)變形試樣呈現(xiàn)解理及韌窩混合狀斷口，存在大量撕裂棱、孔洞及二次裂紋。

圖10為單相區(qū)變形和兩相區(qū)變形的斷裂韌度試樣的裂紋擴展路徑。從圖10可以看到，單相區(qū)變形的LM試樣裂紋擴展路徑曲折，主要表現(xiàn)為沿晶開裂，有較多明顯的二次裂紋存在。而兩相區(qū)變形的STA4試樣裂紋擴展路徑十分平緩，表現(xiàn)為穿晶開裂。由此可見，在斷裂韌性試驗中，裂紋擴展路徑幾乎不受雙態(tài)組織中等軸α相以及納米尺度次生α相的影響，再次說明等軸α相在抵抗裂紋擴展方面的能力弱于片層組織，片層組織的尺寸同樣決定了其抵抗裂紋擴展的能力。

在裂紋擴展過程中，當裂紋尖端遇到析出相時，會塞積大量位錯阻礙裂紋擴展，從而引起裂紋尖端的應(yīng)力場變化。在應(yīng)力集中效應(yīng)作用下，微孔會在裂紋尖端附近的位置以位錯塞積的方式形核，隨后在塑性應(yīng)變的作用下由位錯運動促進微孔聚合長大。裂紋擴展過程主要取決于裂紋尖端附近的微孔萌生數(shù)量、位置以及主裂紋與微孔的連接方式[21]。

兩相區(qū)變形試樣中片狀次生α相內(nèi)含有高密度的位錯纏結(jié)，裂紋尖端附近的可動位錯數(shù)量較少，應(yīng)力集中效應(yīng)難以緩解，且基體中微孔數(shù)量少，不足以形成微孔聚合長大來連接主裂紋。因此，當裂紋尖端局部應(yīng)力超過基體的解理強度時，主裂紋以較為平直的方式迅速擴展，擴展方向沿著α/β相界處進行，在此區(qū)域形成孔洞[22]，最終導(dǎo)致試樣失穩(wěn)斷裂。

單相區(qū)變形的LM試樣在塑性變形過程中，裂紋尖端附近應(yīng)力集中，主裂紋通過解理的方式與附近的微孔連接（微孔連接形貌如圖11所示），形成解理與韌窩混合斷裂機制。裂紋尖端的局部應(yīng)力超過基體解理強度時，主裂紋沿片層擴展，擴展路徑曲折，耗散了大量能量，導(dǎo)致裂紋擴展能量不足以將內(nèi)部微孔連接后形成斷裂，從而使合金的斷裂韌性大幅增加。

3、結(jié)論

(1)兩相區(qū)變形的TC29鈦合金再經(jīng)退火或固溶時效處理后，呈現(xiàn)典型的雙態(tài)組織形貌。組織中的初生α相體積分數(shù)隨固溶溫度的升高先增多后減少，并出現(xiàn)合并長大現(xiàn)象。經(jīng)850℃固溶時效處理后，基體中的微米尺度次生α相消失，同時析出大量納米尺度次生α相。

(2)單相區(qū)變形的TC29鈦合金再經(jīng)850℃固溶時效處理后，組織主要為片層α相，基體中析出大量納米尺度次生α相。

(3)經(jīng)固溶時效處理的兩相區(qū)變形試樣，隨著固溶溫度的升高，室溫抗拉強度增大，最高可達1471MPa。經(jīng)退火處理的兩相區(qū)變形試樣的沖擊韌度遠高于其他狀態(tài)試樣，可達58.8J/cm2。經(jīng)固溶時效處理的單相區(qū)變形試樣的斷裂韌度最優(yōu)，達到73MPa.m1/2。

(4)兩相區(qū)變形后的斷裂韌度試樣呈現(xiàn)準解理狀斷口，斷裂方式主要以脆性穿晶斷裂為主，可見少量孔洞。單相區(qū)變形后的斷裂韌度試樣呈現(xiàn)解理及韌窩混合狀斷口，存在大量撕裂棱、孔洞及二次裂紋。

(5)在缺口沖擊試驗中，等軸狀α相對抵抗裂紋萌生具有較大優(yōu)勢，片狀α相對抵抗裂紋擴展有利。在預(yù)制裂紋的斷裂韌性試驗中，片狀組織對性能的影響占據(jù)主導(dǎo)地位。

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