TB6（Ti-10V-2Fe-3Al）是一种高强高韧的近β相钛合金，具有淬透性高、易锻造、抗腐蚀性好等优点，在航空工业中得到广泛应用，是制造飞机涡轮盘的主要材料^[1]。TB6 钛合金常采用固溶-时效处理获得较高的机械性能，以及良好的强度与断裂韧性。固溶温度、冷却速度以及时效温度是固溶-时效处理的重要工艺参数^[2-3]。目前，钛合金的热处理及动态力学性能研究进展成果丰富^[4-15]。张俊喜等^[16]研究了固溶处理和工作温度对TC21钛合金动态压缩性能和绝热剪切敏感性的影响，认为固溶温度升高会使绝热敏感性增大、剪切带宽度减小。Li等^[17]研究了固溶和时效参数对Ti-8V-1.5Mo-2Fe-3Al合金的组织和力学性能的影响，发现初级α相的形状和体积分数由固溶处理决定，而时效参数控制次级α相的沉淀行为。鹿超龙等^[18]研究了固溶-时效处理对TB6钛合金组织的影响，得到了TB6钛合金固溶-时效处理后微观组织演变规律及最佳参数。

然而，上述研究工作^[17-18]均是在较低应变率（< 100 s⁻¹）下完成的。事实上，相较于其他种类钛合金，β钛合金具有更高的工作温度和动态失效能以及较高的强度，是制备高应变率和高温服役结构部件的最佳选择。因此，深入研究热处理后TB6钛合金的动态力学行为，分析应变硬化效应和应变率强化效应，以及热处理对TB6钛合金动态塑性变形的影响是非常必要的。

本研究利用分离式霍普金森压杆（Split Hopkinson pressure bar，SHPB）对不同温度固溶处理的TB6钛合金圆柱试样进行动态压缩实验，探讨TB6钛合金在不同热处理方式后的动态力学性能变化，并通过微观组织和断面形貌观测，分析固溶温度对TB6钛合金动态力学性能的影响。

1.   实验条件

实验材料为商用TB6钛合金，制成圆柱试样（$\varnothing$5 mm × 5 mm），表1为TB6钛合金的化学成分^[19]。

表  1  TB6钛合金的化学成分（质量分数）^[19]

Table  1.  Chemical compositions of TB6 alloy (mass fraction)^[19] %　

H	O	N	Fe	Al	V	Ti
0.01	0.03	0.03	1.93	2.93	10.13	Rest

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首先对圆柱试样进行热处理，固溶工艺如图1所示。试样分为3组，在炉中以10 ℃/min的升温速率分别加热到700、750、800 ℃，然后保温2 h，最后从炉中取出静置进行空冷。之后再打磨掉表面氧化层，进行动态压缩实验。

图  1  固溶处理工艺流程

Figure  1.  Flow chart of solution process

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图2为SHPB装置示意图。试件位于入射杆和透射杆之间，改变子弹速度可获得不同的加载应变率。SHPB装置的杆径为14 mm，子弹长度为300 mm，测得室温下TB6钛合金在300～3000 s⁻¹应变率范围内的真应力-真应变曲线。为了减少加载平台与试件端面之间摩擦效应的影响，实验均做了充分的润滑处理。

图  2  SHPB压杆装置示意图

Figure  2.  Schematic of a SHPB set-up

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用线切割机将做完动态实验之后的TB6钛合金回收试样沿轴向切开并进行研磨、抛光和腐蚀，进行显微组织观察。用X射线衍射（X-ray diffraction，XRD）技术进行物相分析，用扫描电子显微镜（Scanning electron microscopy，SEM）观测并分析动态加载条件下回收试样的断面形貌。

2.   实验结果及分析

2.1   动态压缩实验结果

图3为700 ℃固溶处理后TB6钛合金在不同应变率动态压缩后回收试样的宏观形貌，试样上方标注了应变率及所测得的工程压缩应变。从图3可以看出，TB6钛合金压缩试样在应变率为2100 s⁻¹时发生破坏，断口与轴线之间的夹角约为45°，属于典型的剪切破坏。

图  3  动态压缩试样宏观形貌

Figure  3.  Typical macro-morphologies after dynamic compression

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图4为700 ℃固溶处理后的TB6钛合金在不同应变率（950～2100 s⁻¹）下的典型真应力-真应变曲线。由图4可知，当应变率为950～2100 s⁻¹范围内的任意值时，TB6钛合金的流动应力在塑性变形阶段有所上升，表现出明显的应变硬化效应。同时发现：当加载应变率低于2 000 s⁻¹时，试样未发生宏观剪切破坏，其塑性变形量随着加载应变率的提高而增加；当加载应变率达到2100 s⁻¹时，试件发生宏观剪切破坏，其破坏时的真应变约为0.19。

图  4  不同应变率下的真应力-真应变曲线（固溶温度为700 ℃）

Figure  4.  True stress versus true strain at different strain rates (at 700 ℃ solution)

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图5为未经处理的原始试样以及经过不同温度固溶处理后的试样第一次剪切破坏时的真应力-塑性应变曲线。表2为试样第一次破坏时不同固溶温度对应的最大塑性应变和屈服应力，以及相对于未经固溶处理的原始试样的变化率。由图5和表2可知，原始TB6钛合金试样在加载应变率达到2 000 s⁻¹时才发生剪切破坏；当固溶温度为700 ℃时，剪切破坏应变率达到2100 s⁻¹，此时TB6钛合金的强度下降了约9%；当固溶温度达到750 ℃时，剪切破坏应变率仅为1000 s⁻¹，此时强度上升了约15%，但是塑性显著降低（约65%）；当固溶温度达到800 ℃时，TB6钛合金的脆性极强，应变率加载到450 s⁻¹就已经发生了剪切破坏，塑性降低了约86%，但是强度继续上升，比原始试样高出约19%。这是由于当固溶温度达到750 ℃时，TB6钛合金材料内部发生相变，所以其力学性能相较于前两组才表现出如此大的差异，需结合其微观结构进一步分析。

图  5  不同处理后的试样第一次剪切破环时的真应力-塑性应变曲线

Figure  5.  True stress versus plastic strain for the first shear fracture of the specimens treated at different temperatures

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表  2  试样第一次破坏时的力学性能指标

Table  2.  Mechanical performance of specimens for the first shear fracture

Temperature/℃	Maximum plastic strain			Yield stress
	Value	Ratio/%		Value/MPa	Ratio/%
Untreated	0.1817			1115
700	0.1660	−8.64		1010	−9.42
750	0.0621	−65.82		1275	14.35
800	0.0254	−86.02		1323	18.65

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2.2   应变率强化效应

图6为不同温度处理后材料的屈服强度随应变率变化曲线。可以看出，实验结果与线性函数拟合曲线的重合度较高，4种材料的屈服强度均随应变率的增加而增大，且呈现出线性增长关系。同样从图4也可以看出，随着平均应变率的增大，真应力-真应变曲线的塑性变形段往上提升，即流动应力值不同程度地升高。另外，随着固溶温度的提升，真应力-真应变曲线的斜率越来越大；当固溶温度达到800 ℃时，斜率明显更大。通过以上分析可以发现，在动态加载条件下，固溶处理后的TB6钛合金具有较明显的应变率强化效应，大致呈线性增长；并且随着固溶温度升高，应变率强化效应的效果不断增强，800 ℃时更明显。

图  6  不同固溶温度处理后试样的屈服应力-应变率曲线

Figure  6.  Yield stress versus strain rate of specimens treated at different solution temperatures

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2.3   应变硬化与应变软化

图7为不同处理后的TB6钛合金在应变率为1100 s⁻¹时的典型压缩真应力-真应变曲线。由图7可知，在相同应变率加载条件下，未经处理的原始TB6钛合金与700 ℃固溶处理的TB6钛合金所对应的真应力-真应变曲线的流动应力发展趋势基本一致，表现为应变硬化；而750 ℃固溶处理后TB6钛合金的真应力-真应变曲线的流动应力发展趋势与前两者明显不同，表现为应变软化。

图  7  1100 s⁻¹时不同固溶温度处理后的真应力-真应变曲线

Figure  7.  True stress versus true strain of specimens treated at different temperatures loading at 1100 s⁻¹ strain rate

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材料的塑性失稳与应变硬化和热软化密切相关^[20]。当试件发生塑性变形时（对于绝热或准绝热过程），绝大部分塑性功将转变为热能，从而提高试件的局部温度，继而降低材料的承载能力，造成相应的应力降^[20]，即热软化效应。应变硬化与热软化同时作用并相互竞争，其综合效果将表现为较强者。显然通过以上分析可知，当固溶温度达到750 ℃时，TB6钛合金材料内部发生相变，应变硬化效果降低，热软化效果增强，继而综合表现出应变软化。

3.   微观结构表征

图8和图9分别为不同温度固溶处理后 TB6 钛合金的显微组织图和XRD图谱。结合图8(a)、图8(b)和图9可以看出，TB6钛合金的原始组织为典型的等轴组织^[21]，在(α+β)/β相变点以下即700 ℃固溶处理后，在β基体上仍然分布着大量未转变的初生α相，且β相晶粒开始长大，仍然没有较明显的晶界。750 ℃固溶处理后，图9显示此时只剩β相特征峰，该固溶温度已经达到了β相转变温度。图8(c)显示β相晶粒显著长大，有清晰的晶界，晶粒内出现针状马氏体，为典型的魏氏组织^[21]。此时材料发生塑性变形，没有α晶粒分散滑移，同时大尺寸的β晶粒容易发生变形，而针状马氏体又使材料脆性增强，因此750 ℃固溶处理后的TB6钛合金更容易发生剪切破坏。随着固溶温度继续升高至800 ℃，如图8(d)所示，晶粒尺寸较750 ℃时更小，同时晶粒内出现大量亚晶界，使位错难以发生，对应图5拥有更高的强度以及更低的塑性。

图  8  不同固溶温度条件下材料的显微组织

Figure  8.  Microstructures of specimens treated at different solution temperatures

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图  9  不同固溶温度条件下试样的XRD谱

Figure  9.  XRD patterns of specimens treated at different solution temperatures

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图10为不同温度固溶处理后TB6 钛合金进行动态实验剪切破坏后的断面形貌。这4种情况下的断口形貌均表现出明显的“鱼鳞状”或“抛物线形”韧窝结构^[22]，这是钛合金塑性变形过程中的典型表现。但是韧窝形态明显不同，图10(a)中韧窝轮廓相对模糊，对应图5中未固溶处理试样的应力-应变曲线，表明未做固溶处理的原始TB6钛合金具有良好的塑性变形能力。图10(b)中韧窝颜色较图10(a)更浅，表明韧窝深度较小，700 ℃固溶使其塑性些许降低。而图10(c)、图10(d)相对于前二者，韧窝尺寸明显变小，且韧窝深度也变小，结合图5中的应力-应变曲线可知，750 ℃及以上温度的固溶处理使TB6钛合金的塑性明显减小。

图  10  不同温度固溶处理后试样的断面形貌

Figure  10.  Cross-section morphologies of specimens treated at different solution temperatures

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4.   结　论

利用SHPB对不同固溶温度处理的TB6钛合金的动态力学性能进行了研究，测得TB6钛合金的真应力-真应变曲线，结合微观组织分析，得到了固溶温度对TB6钛合金的动态力学性能和组织结构影响的规律。

(1) TB6钛合金压缩试样破坏时断口与加载方向（轴线）之间的夹角约为45°，其压缩破坏形式为典型的剪切破坏。

(2) 随着固溶温度升高，TB6钛合金的应变率强化效应增强，800 ℃时更为明显。700 ℃以下固溶后TB6钛合金具有应变硬化效应，750 ℃以上转变为应变软化。

(3) 微观组织和断面分析表明，700 ℃固溶处理后，TB6钛合金的显微组织为两相组织，即在β晶粒内部及晶界上分布着大量未转变的α颗粒，表现出较好的塑性；在750 ℃以上固溶处理后合金显微组织为单一的β晶粒，且β晶粒尺寸显著增长，强度提升了15%～20%，但塑性急剧下降；当固溶温度升高至800 ℃，晶粒变小且出现大量亚晶界，使其强度进一步提升，塑性降低。

(4) TB6钛合金固溶处理的相变温度在700～750 ℃之间。