與TC11合金(名義成分Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si)相比較,TC8合金幾乎不含中性強化元素Zr,且Si含量略有降低。研究表明[9],高溫下長時間暴露后,鈦硅化合物的析出是引發鈦合金零件脆化的主要原因。而降低Si元素含量有益于避免脆化，延長葉片、輪盤類零件使用壽命。

2.2β相變點溫度

經過DSC測試,TC8合金熱軋棒材的β轉變溫度為987℃,符合材料標準關于β轉變溫度應處于980~1020℃的要求。

2.3低倍組織

TC8鈦合金的20mm與30mm棒材低倍組織見圖1,可見低倍橫截面上無裂紋、夾雜、偏析等冶金缺陷。流線沿棒材外輪廓分布，整個端面未見清晰晶。

2.4顯微組織

分別檢測20mm與30mm棒材的邊緣、R/2及中心部位的顯微組織,發現具有相似的特征(圖2)。從圖2可見，邊緣、R/2及中心位置均為等軸組織,初生α相含量45%左右,均布在β轉基體上。另一方面,不同部位的顯微組織存在少量差異,邊緣區域的等軸α相細小、均勻分布于β基體上,α相球化程度高,邊緣圓潤,且尺寸差異較小,說明(α+β)兩相區的生產軋制溫度區間內,初生α相發生充分的再結晶。

在芯部區域,α相發生較為明顯的粘連與長大現象,α相呈現不規則形狀,尺寸長大至15μm級別。這一方面與芯部區域變形量不足，α相發生破碎、球化程度不高;另一方面芯部由于內摩擦產生的變形熱高，鈦合金材料熱導率小，導致溫升效應明顯[4,10]。

2.5力學性能

考慮到該批次TC8合金的β轉變溫度為，仿照TC11合金的雙重退火制度，擬定TC8合金試樣熱處理參數:950℃,1h,空冷+550℃,2h,空冷。熱處理后檢測試樣力學性能，記錄于表2。從測試結果來看，TC8合金棒材實際測試力學性能來看，其強度、塑性、斷裂韌度指標均高于標準規定值，且富余裕度較大。與同類TC11合金棒材比較，其拉伸強度略低于后者但塑性明顯高于TC11合金產品,這與TC8合金合金元素含量較少是相符合的。

表2 TC25合金棒材力學性能

從圖3的TC8合金沖擊韌性試樣斷口形貌來看，斷口可明顯分為源區、擴展區與瞬斷區三部分。源區面積占比小，表面粗糙度高、不平整;擴展區面積占比最高，其密布大量擴展棱線，表面形成犁溝痕跡;瞬斷區較平坦，幾乎無起伏，呈現裂紋高速擴展的平面痕跡。從擴展區微觀形貌來看，為密布大量河流花樣+淺韌窩的準解理斷口特征。比較圖中與圖的標尺可知,韌窩尺寸與初生α相一致,因此可斷定,沖擊載荷下微裂紋在TC8合金等軸組織中的擴展機理為,初生α相受剪切破壞,起到遲滯裂紋作用,而初生α相與β轉相界面對裂紋擴展抵御效果明顯。

3、分析與討論

首先分析合金元素對β轉變溫度的影響,α相形成元素Al、N、C含量增加均升高Tβ,而β相形成元素Mo、Fe、Si降低Tβ。比較TC8與TC11合金成分,主要差別在于后者含1.5%的中性元素Zr,另外后者Si含量略高,因此 TC8合金與 TC11合金的Tβ接近,均為1000℃左右。低倍組織來看，TC8合金棒材低倍試樣的模糊晶形貌,說明在鍛造與軋制過程中,原始β晶界被較完全的破碎,晶界部位未析出完整的初生α相。相應的,晶界內初生α相與β轉相也發生等軸化轉變,因此對應的顯微組織應為等軸組織。顯微組織角度分析,α+β雙相鈦合金主要組成相為,初生α相與β轉組織,根據兩相的空間分布關系,可構成等軸、雙態、網籃、片層四種典型組織形態[11]。高溫下α相滑移系少、強度越高，而β轉組織中β相強度低，位錯沿著β相滑移至α/β相界面,并形成塞集,因此裂紋優先在界面處萌生，并沿著界面擴展。

α+β雙相鍛加熱溫度處于(α+β)兩相區，隨加熱溫度升高，初生α相含量逐漸降低，在鍛造過程中，初生α相發生再結晶、球化轉變，β相破碎成近球形，最終等軸狀a與β相間雜，形成等軸組織。初生α相球化行為受到變形溫度、變形速率、變形量等諸多因素影響。球化受原子擴散影響，涉及a片的卷曲、破碎、分解過程，一般認為，在(α+β)兩相區內的稍高的變形溫度，適中的變形速率，以及較大變形量有利于α相球化發生。α相長大同樣受到變形溫度、變形速率、變形量等因素影響，在(α+β)兩相區內的較高的變形溫度，較小的變形速率及較小變形量耦合作用下,α相易于長大[12]。

從力學性能測試結果來看，等軸組織的拉伸強度、塑性指標較高，等軸組織由初生α相與β轉相組成，初生α相的含量、尺寸、間隔距離對最終組織的性能影響較大。初生α相的尺寸、含量、分布，對等軸組織的強度、塑性、沖擊韌性等力學性能影響顯著。初生α相細小、彌散分布，則相鄰α相間距越大[13,14]。從位錯滑移機制來看，初生α相對位錯具有“釘扎”效果，因此，相鄰初生α相的距離是決定強度的主要因素，間距越小則強度越高。

熱處理參數角度出發，雙重退火是被驗證有效的α+β雙相鈦合金的強化熱處理工藝,第一重退火溫度設置在Tβ以下30~50℃，目的在于控制初生α相含量與形貌。溫度越高而含量越少，隨保溫時間延長，α相逐漸圓潤。第二重退火溫度通常設置在550~600℃,目的在于促進β相中析出次生α相,而次生α相含量對高溫瞬時、持久強度影響顯著，退火溫度高、保溫時間長則次生α相含量高而提升高溫強度[15]。

4、結論

(1)TC8鈦合金化學成分與TC11合金相近,但TC8合金幾乎不含中性強化元素Zr,且Si含量有所降低,有益于長期使用中避免析出脆性硅化物。

(2)TC8鈦合金20 mm與30 mm棒材低倍組織為模糊晶，顯微形貌為初生α相含量45%的等軸組織,棒材芯部區域的初生α相球化程度高。

(3)經950℃,1h,空冷+550℃,2h,空冷的雙重退火熱處理后，TC8合金強度比同規格TC11合金的拉伸強度略低，但塑性明顯高于后者。

(4)TC8合金沖擊斷口呈準解理特征,初生α相受剪切破壞,起到遲滯裂紋作用,初生α相與β轉相界面抵御裂紋擴展。

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（注，原文標題：TC8鈦合金棒材的組織與性能研究_魯小芳）