陳 穩(wěn)，郭保橋，郭巖松，欒可迪，冉 春，陳鵬萬(wàn)

（1. 北京理工大學(xué)爆炸科學(xué)與技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 北京 100081；2. 中國(guó)兵工學(xué)會(huì), 北京 100089）

β 型鈦合金具有比強(qiáng)度、抗沖擊性能、耐疲勞性能和耐腐蝕性能較好等優(yōu)點(diǎn)，在航空航天、汽車和生物醫(yī)學(xué)等領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用前景[1-3]。TB8 鈦合金是一種與美國(guó)β-21s 鈦合金性能相似的亞穩(wěn)態(tài)β 型鈦合金[4]，可以代替強(qiáng)度水平相當(dāng)于30CrMnSiA 等結(jié)構(gòu)鋼，同時(shí)減輕材料重量。TB8 鈦合金優(yōu)異的力學(xué)性能歸功于其熱處理工藝，其中以固溶處理和時(shí)效處理最具代表性。

近年來，科研工作者們對(duì)TB8 鈦合金的熱處理工藝做了大量研究。李敏娜等[5]在800～890 ℃的溫度范圍內(nèi)對(duì)TB8 鈦合金做固溶處理，保溫時(shí)間為10～120 min，結(jié)果表明：隨著固溶溫度的升高，材料的強(qiáng)度逐漸降低，但材料塑性提升；隨著固溶時(shí)間的延長(zhǎng)，材料塑性變化不大，抗拉強(qiáng)度降低。張利軍等[6]研究發(fā)現(xiàn)，TB8 鈦合金經(jīng)過770～830 ℃的固溶處理后，均具有較高的強(qiáng)度和優(yōu)異的塑性，其中830 ℃固溶處理可獲得細(xì)小的單相β 晶粒組織，有利于合金的冷加工。TB8 屬于β 型鈦合金，含有較多置換型固溶元素（Mo 和Nb），固溶強(qiáng)化效果相對(duì)較弱[7]，因此往往會(huì)在固溶處理之后進(jìn)行時(shí)效處理。時(shí)效處理過程中，固溶處理產(chǎn)生的亞穩(wěn)相發(fā)生分解，析出第二相，最終得到穩(wěn)定的兩相組織。此外，次生α 相的數(shù)量、尺寸和分布影響著合金的力學(xué)性能。趙聰?shù)萚8]研究發(fā)現(xiàn)，TB8 鈦合金經(jīng)過830 ℃固溶處理和530 ℃時(shí)效處理后，合金中次生α 相的尺寸最小，數(shù)量最多，獲得了最高屈服強(qiáng)度，達(dá)到1 087 MPa。張利軍等[9]在固溶處理的基礎(chǔ)上，在520～560 ℃的溫度范圍內(nèi)對(duì)TB8 鈦合金進(jìn)行了時(shí)效處理，發(fā)現(xiàn)時(shí)效溫度對(duì)合金的抗拉性能有明顯影響，且溫度越高，抗拉強(qiáng)度越低。董洪波等[10]研究發(fā)現(xiàn)，預(yù)時(shí)效處理對(duì)TB8 鈦合金的超塑性有明顯影響，當(dāng)預(yù)時(shí)效溫度為520 ℃，時(shí)間為1 h 時(shí)，TB8 鈦合金的超塑性能最佳。除此之外，研究表明，低溫預(yù)時(shí)效處理形成的ω 相有利于終級(jí)時(shí)效處理時(shí)α 相的形核長(zhǎng)大，能顯著提高合金的強(qiáng)度[11-12]。

然而，上述研究中對(duì)力學(xué)性能的表征都是在低應(yīng)變率條件下完成的。事實(shí)上，TB8 鈦合金廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域，尤其是緊固件和機(jī)身結(jié)構(gòu)件[13-14]，這些結(jié)構(gòu)在服役過程中不可避免地會(huì)承受高應(yīng)變率加載。然而，目前鮮有針對(duì)TB8 鈦合金動(dòng)態(tài)力學(xué)性能的研究。Tang 等[15]利用分離式霍普金森壓桿（split Hopkinson pressure bar，SHPB）對(duì)固溶處理后的TB8 鈦合金進(jìn)行了動(dòng)態(tài)加載，然而其主要研究的是應(yīng)變率對(duì)應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變的影響，未關(guān)注熱處理工藝對(duì)合金動(dòng)態(tài)力學(xué)性能的影響。因此，深入研究熱處理工藝對(duì)TB8 鈦合金動(dòng)態(tài)力學(xué)性能的影響是十分必要的。

本研究參考已有文獻(xiàn)報(bào)道[16]，選擇在TB8 鈦合金相變點(diǎn)附近做固溶處理，之后進(jìn)行不同溫度的時(shí)效處理，以期獲得較好的強(qiáng)度和塑性。采用光學(xué)顯微鏡（OM）和掃描電子顯微鏡（SEM）對(duì)不同時(shí)效溫度下材料的相結(jié)構(gòu)、晶粒尺寸等微觀組織進(jìn)行觀測(cè)。采用萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)和SHPB 對(duì)熱處理前后的TB8 鈦合金試樣分別開展準(zhǔn)靜態(tài)和動(dòng)態(tài)壓縮實(shí)驗(yàn)，著重分析不同時(shí)效溫度下材料微觀組織對(duì)其動(dòng)態(tài)力學(xué)性能和斷口形貌的影響，為其工程設(shè)計(jì)、制造和應(yīng)用提供參考。

1 實(shí)驗(yàn)材料和方法

實(shí)驗(yàn)材料為商用TB8 鈦合金板材，各成分的質(zhì)量分?jǐn)?shù)見表1，相變溫度為（820±5） ℃。采用電火花線切割技術(shù)將板材切割成尺寸為20 mm×20 mm×30 mm 的塊狀試樣，之后進(jìn)行熱處理。

表1 TB8 鈦合金各組分的質(zhì)量分?jǐn)?shù)Table 1 Mass fraction of each component of TB8 titanium alloy

熱處理方案如圖1 所示。先將塊狀試樣放入馬弗爐中以10 ℃/min 的升溫速率加熱到820 ℃，保溫1 h，取出靜置空冷；將試樣分為3 組，同樣以10 ℃/min 的升溫速率分別加熱到500、550 和600 ℃，保溫8 h[16]，取出靜置空冷；再將塊狀試樣切割成實(shí)驗(yàn)用圓柱試樣，打磨圓柱試樣表面，準(zhǔn)靜態(tài)試樣尺寸為 ?5 mm×8 mm，動(dòng)態(tài)壓縮試樣尺寸為 ?5 mm×5 mm。

圖1 熱處理方案示意圖Fig. 1 Schematic diagram of heat treatment

根據(jù)國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 7314—2005 中的金屬材料室溫壓縮實(shí)驗(yàn)方法進(jìn)行準(zhǔn)靜態(tài)壓縮實(shí)驗(yàn)，應(yīng)變率為0.001 s-1，實(shí)驗(yàn)過程中未使用引伸計(jì)，因此實(shí)驗(yàn)結(jié)果中的彈性模量不具有參考價(jià)值，本研究將重點(diǎn)關(guān)注塑性階段材料的力學(xué)行為。動(dòng)態(tài)壓縮實(shí)驗(yàn)在SHPB 上進(jìn)行，如圖2 所示。壓桿直徑為14 mm，子彈長(zhǎng)度200 mm。試樣位于入射桿與透射桿之間，通過調(diào)節(jié)氣缸中的氣壓控制子彈的發(fā)射速度。測(cè)得TB8 鈦合金在1 000～2 400 s-1應(yīng)變率范圍內(nèi)的真實(shí)應(yīng)力-真實(shí)應(yīng)變曲線。為減輕試樣端面與加載裝置之間的摩擦效應(yīng)，動(dòng)靜態(tài)實(shí)驗(yàn)均做了潤(rùn)滑處理。

圖2 SHPB 實(shí)驗(yàn)示意圖Fig. 2 Schematic diagram of the SHPB experiment

將熱處理前后的試樣以及動(dòng)態(tài)加載后回收的試樣沿軸線切開；鑲樣之后分別使用300、500、1 000、1 500和2 000 目的砂紙，在自動(dòng)金相試樣磨拋機(jī)上對(duì)剖面進(jìn)行粗拋；再使用拋光布并添加三氧化二鉻水溶液進(jìn)行拋光；之后使用Krolls 試劑（HF、HNO3、H2O 的體積比為1 : 4 : 15）對(duì)試樣進(jìn)行2～5 s 的腐蝕。分別采用Leica DMI 3000M 型OM 和Gemini SEM 300 型SEM 觀測(cè)試樣的內(nèi)部微觀組織結(jié)構(gòu)，并使用SEM 觀察動(dòng)態(tài)加載后發(fā)生斷裂的試樣的斷口形貌。SEM 的工作電壓為10～15 kV，所有SEM 照片均使用二次電子成像技術(shù)拍攝。使用Bruker D8 Focus 型X 射線衍射儀（X-ray diffractometer，XRD）對(duì)試樣進(jìn)行物相分析，選用Cu 靶材，加速電壓為40 kV，電流為40 mA，測(cè)角儀連續(xù)掃描寬度為20°～80°，掃描速度為6°/min。

2 結(jié)果與討論

2.1 微觀組織

圖3(a)所示為TB8 鈦合金的原始微觀組織形貌，等軸β 晶粒內(nèi)部彌散分布著少量α 相，形狀為點(diǎn)狀和線狀。由圖3(b)可知，在經(jīng)過820 ℃固溶處理（solution treatment，ST）后，細(xì)小α 相消失，其微觀組織轉(zhuǎn)變?yōu)閱我坏摩?相，且β 晶粒的平均尺寸小幅增大。結(jié)合圖4 中XRD 結(jié)果可知，原始試樣中的(100) α峰消失，僅存在β 峰，這是因?yàn)楣倘軠囟纫堰_(dá)到TB8 鈦合金的相變溫度，α 相已全部溶解入β 基體。

圖3 820 ℃固溶處理前后TB8 鈦合金的顯微結(jié)構(gòu)Fig. 3 Microstructure of TB8 titanium alloy before and after solution treatment at 820 ℃

圖4 不同熱處理后試樣的XRD 譜Fig. 4 XRD spectra of the samples after different heat treatment processes

亞穩(wěn)態(tài)β 型鈦合金的使用狀態(tài)一般為固溶+時(shí)效態(tài)，通過合理的時(shí)效處理，以滿足高強(qiáng)度的要求。固溶處理之后，分別在500、550 和600 ℃下進(jìn)行時(shí)效處理。圖5 為TB8 鈦合金經(jīng)過820 ℃固溶處理和不同溫度時(shí)效處理后的微觀組織形貌。如圖5 所示，OM 下（左側(cè)圖）觀察到各組時(shí)效處理后的合金在β 晶粒的晶界和晶粒內(nèi)部都析出了大量細(xì)小彌散的α 相；在SEM 下（右側(cè)圖）進(jìn)一步放大發(fā)現(xiàn)，次生α 相呈短條狀，且隨著時(shí)效溫度的升高，析出α 相的尺寸增大，而數(shù)量減少。這是因?yàn)闀r(shí)效溫度較高時(shí)，溶質(zhì)的擴(kuò)散速度較高，有利于大尺寸α 相的形成，同時(shí)由于時(shí)效溫度升高造成β→α 的相變過冷度減小，形核率降低，最終造成析出相的數(shù)量減少。結(jié)合圖4 中的XRD 結(jié)果可以看出，3 種時(shí)效溫度下都出現(xiàn)了(100)和(101) α 峰。

圖5 不同溫度時(shí)效處理后試樣的顯微組織形貌Fig. 5 Microstructure of the samples at different temperatures

2.2 準(zhǔn)靜態(tài)力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果與分析

圖6 為各組TB8 鈦合金在準(zhǔn)靜態(tài)條件下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。由圖6 可知，固溶處理前后材料的屈服強(qiáng)度無明顯變化。固溶+時(shí)效處理后，材料的屈服強(qiáng)度明顯提升，且隨著時(shí)效溫度的升高，屈服強(qiáng)度下降。值得注意的是，熱處理前后材料在壓縮過程中僅被墩粗，均未發(fā)生斷裂，表明其具有良好的塑性。結(jié)合2.1 節(jié)的微觀組織結(jié)構(gòu)分析可知，時(shí)效處理后的強(qiáng)度提升主要是析出相強(qiáng)化導(dǎo)致的，析出相數(shù)量越多，強(qiáng)度提升越明顯。

圖6 準(zhǔn)靜態(tài)條件下TB8 鈦合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig. 6 Stress-strain curves of TB8 titanium alloy under quasi-static condition

2.3 動(dòng)態(tài)力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果及分析

TB8 鈦合金原始試樣動(dòng)態(tài)加載前后的宏觀形貌如圖7 所示。當(dāng)應(yīng)變率低于2 400 s-1時(shí)，試樣被均勻地墩粗；應(yīng)變率達(dá)到2 400 s-1時(shí)，試樣發(fā)生了宏觀破壞，破壞時(shí)試樣的端面與斷口之間的夾角約為45°，屬于典型的剪切破壞。在本研究中，試樣的應(yīng)變和應(yīng)變率由子彈速度決定，隨著子彈速度提升，在試樣發(fā)生破壞前，應(yīng)變和應(yīng)變率相應(yīng)地增大，并成對(duì)應(yīng)關(guān)系。當(dāng)應(yīng)變率達(dá)到2 400 s-1時(shí)，真實(shí)應(yīng)變約為0.172，此時(shí)試樣的破壞是由應(yīng)變和應(yīng)變率共同作用導(dǎo)致的。由于應(yīng)變率和應(yīng)變成對(duì)應(yīng)關(guān)系，因此可將試樣破壞條件簡(jiǎn)化為應(yīng)變率條件，以下將不再贅述。

圖7 TB8 鈦合金原始試樣動(dòng)態(tài)壓縮前后的宏觀形貌Fig. 7 Macro-morphology of the TB8 titanium alloy specimens before and after dynamic compression

圖8 固溶處理前后TB8 鈦合金在不同應(yīng)變率下的真實(shí)應(yīng)力-真實(shí)應(yīng)變曲線Fig. 8 True stress-true strain curves of TB8 titanium alloy at different strain rates before and after solution treatment

表2 列出了固溶處理前后TB8 鈦合金在不同應(yīng)變率下的屈服強(qiáng)度。以原始試樣為例，相較于準(zhǔn)靜態(tài)（0.001 s-1）加載條件，高應(yīng)變率下（大于 1 200 s-1）材料的屈服強(qiáng)度明顯升高，表現(xiàn)出明顯的應(yīng)變率強(qiáng)化效應(yīng)。820 ℃固溶處理后，同一應(yīng)變率下合金的屈服強(qiáng)度與原始試樣相差極小，整體上略低于原始試樣，發(fā)生斷裂時(shí)原始試樣和固溶態(tài)試樣的真實(shí)應(yīng)變分別約為0.172 和0.167。這是由于820 ℃固溶處理后，α 相消失，β 晶粒長(zhǎng)大，導(dǎo)致材料的強(qiáng)塑性發(fā)生一定程度下降。由此可見，820 ℃固溶處理并未對(duì)本實(shí)驗(yàn)所用的TB8 鈦合金動(dòng)態(tài)力學(xué)性能造成明顯的影響，以下將著重關(guān)注時(shí)效處理后材料的力學(xué)性能變化。

表2 固溶處理前后TB8 鈦合金的屈服強(qiáng)度Table 2 Yield strength of TB8 titanium alloy before and after solution treatment

圖9 為3 組固溶+時(shí)效處理的合金在不同應(yīng)變率下的真實(shí)應(yīng)力-真實(shí)應(yīng)變曲線。對(duì)比圖9(a)和表2中固溶處理后的數(shù)據(jù)可知，合金經(jīng)過820 ℃固溶處理和500 ℃時(shí)效處理后，不同應(yīng)變率下的屈服強(qiáng)度相較于固溶態(tài)明顯增大。高應(yīng)變率下（大于1 000 s-1）屈服強(qiáng)度由約1 200 MPa 提升到1 400 MPa 左右。這是因?yàn)闀r(shí)效處理析出大量細(xì)小的α 相，造成α/β 相界面增多，阻礙了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，使得合金強(qiáng)度升高。除此之外，通過3 組曲線可以發(fā)現(xiàn)，在動(dòng)態(tài)加載條件下，固溶+時(shí)效處理后TB8 鈦合金的應(yīng)變強(qiáng)化作用不明顯。

圖9 固溶+時(shí)效處理的TB8 鈦合金在不同應(yīng)變率下的真實(shí)應(yīng)力-真實(shí)應(yīng)變曲線Fig. 9 True stress-true strain curves of TB8 titanium alloy treated by solution and aging at different strain rates

不同時(shí)效溫度處理后，材料表現(xiàn)出不同的力學(xué)性能。圖10 為時(shí)效處理后合金的屈服強(qiáng)度隨時(shí)效溫度的變化規(guī)律。由圖10 可知，隨著時(shí)效溫度的升高，相同應(yīng)變率下材料的屈服強(qiáng)度不斷下降。這是因?yàn)殡S著時(shí)效溫度的升高，次生α 相尺寸不斷增大，析出相的粗化減弱了對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙，進(jìn)而減弱析出強(qiáng)化效果，降低屈服強(qiáng)度，靳丹等[18]在研究TC21 鈦合金時(shí)也發(fā)現(xiàn)了相同的現(xiàn)象。

圖10 不同應(yīng)變率下TB8 鈦合金的屈服強(qiáng)度隨時(shí)效溫度的變化規(guī)律Fig. 10 Variations of yield strength of TB8 titanium alloy with aging temperature at different strain rates

圖11 為不同熱處理后TB8 鈦合金發(fā)生宏觀破壞時(shí)的真實(shí)應(yīng)力-真實(shí)應(yīng)變曲線。表3 列出了熱處理后各組TB8 鈦合金發(fā)生破壞時(shí)的動(dòng)態(tài)力學(xué)性能，可以看出，時(shí)效溫度對(duì)合金的動(dòng)態(tài)力學(xué)性能有顯著影響。500、550 和600 ℃時(shí)效處理后，屈服強(qiáng)度分別為1 430、1 380 和1 290 MPa，呈現(xiàn)下降趨勢(shì)，相較于只做固溶處理時(shí)，屈服強(qiáng)度分別提高了14.9%、10.8% 和3.6%；發(fā)生斷裂時(shí)的真實(shí)應(yīng)變分別約為0.132、0.142 和0.148，呈現(xiàn)上升趨勢(shì)，相較于只做固溶處理時(shí)真實(shí)應(yīng)變分別下降了21.0%、15.0%和11.4%。

圖11 熱處理后TB8 鈦合金宏觀破壞時(shí)的真實(shí)應(yīng)力-真實(shí)應(yīng)變曲線Fig. 11 True stress-true strain curves of TB8 titanium alloy specimens after heat treatment under macroscopic failure

表3 熱處理后TB8 鈦合金宏觀破壞時(shí)的動(dòng)態(tài)力學(xué)性能參數(shù)Table 3 Dynamic mechanical properties of TB8 titanium alloy specimens after heat treatment under macroscopic failure

以上從強(qiáng)度和塑性角度分析了時(shí)效溫度對(duì)TB8 鈦合金動(dòng)態(tài)壓縮性能的影響，除此之外，平均流變應(yīng)力和沖擊吸收功也常用來評(píng)價(jià)材料的動(dòng)態(tài)力學(xué)性能。平均流變應(yīng)力為塑性變形段流變應(yīng)力的平均值。沖擊吸收功為樣品在承受沖擊過程中吸收的能量，綜合考慮了材料的強(qiáng)度和塑性，試樣失效前的沖擊吸收功為[17]

式中： εi為 塑性應(yīng)變的起始點(diǎn)， εe為塑性應(yīng)變的終止點(diǎn)。

通過式(1) 計(jì)算得出圖11 中時(shí)效溫度為500、550 和600 ℃時(shí)合金的沖擊吸收功分別為160、169 和171 MJ/m3。因此，當(dāng)試樣發(fā)生宏觀破壞時(shí)，時(shí)效處理溫度為500 ℃的試樣沖擊吸收功最低，且隨著時(shí)效溫度的升高，沖擊吸收功升高。徐雪峰等[19]在對(duì)TC4 ELI 鈦合金的研究中發(fā)現(xiàn)了類似現(xiàn)象，合金中次生片層α 相的厚度越大，沖擊吸收功越高。

圖12 為不同應(yīng)變速率下TB8 鈦合金的平均流變應(yīng)力隨時(shí)效溫度的變化規(guī)律?？梢园l(fā)現(xiàn)，同一應(yīng)變率下，時(shí)效溫度為500 ℃時(shí)，平均流變應(yīng)力最高。隨著時(shí)效溫度的升高，在同一應(yīng)變率下材料的平均流變應(yīng)力不斷下降。同時(shí)可以發(fā)現(xiàn)，在同一時(shí)效溫度下，材料的平均流變應(yīng)力隨著應(yīng)變率的增加而不斷升高。

圖12 不同應(yīng)變率下TB8 鈦合金的平均流變應(yīng)力隨時(shí)效溫度的變化Fig. 12 Variations of average flow stress of TB8 titanium alloy with aging temperature at different strain rates

2.4 絕熱剪切帶和斷口形貌

動(dòng)態(tài)壓縮后回收試樣，觀察剖面的微觀組織，發(fā)現(xiàn)TB8 原始試樣在低于1 900 s-1應(yīng)變率時(shí)，組織未發(fā)生明顯變化。由圖13(a)可以發(fā)現(xiàn)，當(dāng)應(yīng)變率達(dá)到1 900 s-1時(shí)，試樣內(nèi)部出現(xiàn)一條應(yīng)變高度集中的窄帶，即絕熱剪切帶（adiabatic shear band，ASB）。同時(shí)ASB 內(nèi)部的晶粒被拉扯擠壓，發(fā)生變形和碎化。由圖13(b)可知，當(dāng)應(yīng)變率提高到2 200 s-1時(shí)，試樣端部出現(xiàn)一條沿著ASB 擴(kuò)展的裂紋，說明隨著應(yīng)變率的升高，試樣內(nèi)的局部應(yīng)變?cè)龃?，?dǎo)致裂紋的形成。當(dāng)應(yīng)變率繼續(xù)提高時(shí)，裂紋將沿著ASB 繼續(xù)擴(kuò)展，從而發(fā)生圖7 所示的宏觀剪切破壞。因此，ASB 是裂紋形成和試樣發(fā)生剪切破壞的前兆[20]。如圖13(c)和圖13(d)所示，固溶600 ℃時(shí)效處理后試樣的端部同樣出現(xiàn)了ASB，可以觀察到應(yīng)變率為2 000 s-1時(shí)，靠近圓柱試樣中部的ASB 與端面大約成45°。

圖13 高應(yīng)變率下TB8 鈦合金的微觀組織形貌Fig. 13 Microstructure of TB8 titanium alloy at high strain rates

圖14 為不同溫度時(shí)效處理后TB8 鈦合金的斷口形貌。由圖14(a)可知，斷口由光滑區(qū)和剪切區(qū)組成。光滑區(qū)是由碎片與斷口之間的摩擦引起的，剪切區(qū)呈拋物線形或“魚鱗”狀韌窩[21]。韌窩結(jié)構(gòu)是鈦合金塑性變形過程的典型表現(xiàn)，第二相粒子的大小、間距和數(shù)量會(huì)影響韌窩的數(shù)量、深度和尺寸。由圖14(b)、圖14(c)和圖14(d)可知，500 ℃時(shí)效處理后試樣斷口的韌窩形狀具有寬度大和長(zhǎng)度短的特點(diǎn)，時(shí)效溫度升高到550 ℃時(shí)，韌窩長(zhǎng)度有小幅度增大，600 ℃時(shí)韌窩沿著剪切方向被進(jìn)一步拉長(zhǎng)，寬度變窄，韌窩更加密集。這是因?yàn)殡S著時(shí)效溫度的升高，次生α 相的間距變大，數(shù)量減少，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙減弱，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)可以更加持久地進(jìn)行下去，導(dǎo)致其發(fā)生較大的塑性變形，斷口的塑性變形更加明顯[22]。這也從側(cè)面說明時(shí)效溫度為500 ℃時(shí)，合金的塑性相對(duì)較差，且塑性隨著時(shí)效溫度的升高而增強(qiáng)。

3 結(jié) 論

研究了時(shí)效溫度對(duì)TB8 鈦合金動(dòng)態(tài)力學(xué)性能的影響，主要結(jié)論如下。

(1) 初始TB8 鈦合金主要由等軸β 晶和少量彌散的α 相組成，820 ℃固溶處理后彌散α 相消失，而經(jīng)過時(shí)效處理后，大量次生α 相析出，時(shí)效溫度越高，次生α 相尺寸越大，數(shù)量越少。

(2) TB8 鈦合金具有明顯的應(yīng)變率強(qiáng)化效應(yīng)，即相較于準(zhǔn)靜態(tài)（0.001 s-1）加載，高應(yīng)變率下（1 000～2 400 s-1）合金的屈服強(qiáng)度均明顯升高。但是在高應(yīng)變率加載條件下，材料的應(yīng)變強(qiáng)化作用不明顯。

(3) TB8 鈦合金經(jīng)過820 ℃固溶和500 ℃時(shí)效處理后，獲得了較好的強(qiáng)塑性匹配，動(dòng)態(tài)加載條件下，試樣發(fā)生宏觀破壞時(shí)屈服強(qiáng)度達(dá)到1 430 MPa，且保留了一定的塑性。隨著時(shí)效溫度的升高，試樣發(fā)生宏觀破壞時(shí)的屈服強(qiáng)度呈現(xiàn)下降趨勢(shì)，并且斷裂應(yīng)變呈現(xiàn)上升趨勢(shì)。

(4) 動(dòng)態(tài)加載后，試樣剖面出現(xiàn)了ASB，且通過分析發(fā)現(xiàn)，ASB 是裂紋形成和試樣發(fā)生剪切破壞的前兆。動(dòng)態(tài)壓縮下試樣發(fā)生破壞時(shí)的斷口與試樣端面之間的夾角約為45°，破壞形式為典型的剪切破壞。

(5) 動(dòng)態(tài)加載后試樣的斷口由光滑區(qū)和剪切區(qū)組成，剪切區(qū)由“魚鱗”狀韌窩組成，且隨著次生α 相數(shù)量的減少，韌窩被拉長(zhǎng)。