鈦材料力學性能(mechanicalpropertyoftitaniummateriaI)

鈦材料對外加應力或載荷所表現的力學響應。加載溫度、形變速率和環境介質都會影響力學性能。主要的力學性能有：屈服強度和斷裂強度、伸長率、面縮率和沖擊功、疲勞強度和疲勞極限、斷裂韌度和疲勞裂紋擴展速率和抗蠕變性能等。

屈服強度(σ_0.2)和斷裂強度(σ_F)工業純鈦、鈦合金的強度和材料中占據間隙位置的元素[O]、[N]、[C]等的含量有關，通常將這些元素綜合在一起規定為等效氧量[O]_eq。其算式為：[O]_eq=[O]+2[N]+O．75[C](原子百分數)。隨[O]_eq的增大，鈦材料的屈服強度顯著提高。屈服強度與顯微組織有密切關系，例如，α+β型鈦合金(Ti一6Al一4V)細的等軸組織的屈服強度和斷裂強度最高，分別可以達到1120MPa和11505MPa。

具有初生等軸α相和細針狀(或片狀)的混合組織稱為雙態組織，其斷裂強度(1455MPa)比粗等軸組織的強度(1370MPa)高。完全針狀組織的σ_0.2最低。亞穩β鈦合金，例如Ti一15V一3Cr-3Sn-3Al，其斷裂強度受冷軋變形量、固溶處理和冷卻速度的影響。

伸長率、面縮率和沖擊功[O]_eq增多使鈦材料在室溫的伸長率下降。[N]的作用最大，其次是[O]，再次是[C]。長時間(500h)退火，能使工業純鈦的面縮率和沖擊功在500。c附近出現最低值。其高溫伸長率在500℃附近，也出現極小值。拉伸速率ξ為2．7×10^-5／s時，工業純鈦表現尤為明顯。細晶(6μm)鈦高溫伸長率無下降現象。

α+β型鈦合金細晶等軸組織的伸長率或斷裂應變ξ_F最高，雙態組織其次，粗晶等軸組織最差，Ti一6Al一4V經過1088K固溶后水淬，其中β相可在變形中誘導轉變成馬氏體，表現出在223K的夏比沖擊功和動態斷裂韌度均得到明顯改善。與此同時，伸長率和斷裂應變也提高。采用新型氫處理工藝，可使Ti一5A1—2．5Fe和Ti一6A1—4V合金的屈服強度、斷裂強度和伸長率分別提高8％～15％，5％～13％和7％～14％。

疲勞強度和疲勞極限　工業純鈦具有明確的疲勞極限，隨等效氧量增多而提高，隨晶粒粗化而降低。Ti一6AI一4v的疲勞強度(σ_Ｎ)(即壽命為10^７周的應力幅)，既決定于合金的組織，又受試驗時環境介質的影響。粗大等軸組織的σ_Ｎ恒為最低，不到500MPa，在空氣中和在3．5％Nacl溶液中，雙態組織的σ_Ｎ較高，可達650～700MPa之間。在鈦合金中，等軸α+β顯微組織光滑試樣的疲勞性能，比轉變β組織的性能優越，前者萌生疲勞裂紋的壽命長。但是，轉變β組織的疲勞裂紋擴展阻力則較大。

斷裂韌性和疲勞裂紋擴展速率鈦合金的平面應變斷裂韌性和顯微組織有密切關系。不論強度級別如何，B加工形成針狀或片狀組織的斷裂韌性KIc要比同等強度的等軸組織高，但常規的伸長率要受到損害。α+β型鈦合金雖然成分已定，由于熱處理的經歷不同，可以出現差別很大的顯微組織。即使屈服強度幾乎相同，不同取向材料的斷裂韌性也有很大的差異。Ti一6A1—4v厚板T—L取向的試樣，粗大組織的KIC比細小組織的可高22％。為了使斷裂韌性和常規伸長率達到適當平衡，可采取獲得雙態組織的熱處理。Ti一6Al一4V合金的顯微組織對裂紋慢擴展的撕裂模量(T_R)的影響，比對斷裂韌性JIc)的影響更大。合金中若有亞穩定β相，形變時感生α”馬氏體有助于提高較低溫度的斷裂韌性。α型鈦合金的斷裂韌性受α₂(Ti₃Al)析出的影響，強度提高，KIc下降。

β型鈦合金斷裂韌性，主要決定于由β相中析出的α相的形態。Ti一15—3合金先高溫后低溫時效，組織中同時存在粗大α相和細小的α相，強度和斷裂韌性得到滿意平衡。鑄造Ti一15—3鈦合金的KIc和Ti一6A1—4v鈦合金相當。改善鈦合金斷裂韌性的冶金因素，也是降低疲勞裂紋擴展速率(da／dN)的因素。

抗蠕變性能近α鈦合金是400～500℃高溫使用的鈦合金，其最高蠕變抗力是通過口相區熱處理以后，冷卻到室溫獲得的。在更高溫度使用的鈦合金，由于發生冶金不穩定性，有序相Ti₃X析出，硅化物沉淀和富氧表面層形成等，而損害其力學性能。