TC29（Ti-4.5Al-6.8Mo-1.5Fe）是西北有色金属钻研院自主研发的一种近β型钛合金[1-3]，该合金选取便宜的Fe、Mo元素包办成本较高的V元素，以达到降低成本的主张
。TC29钛合金已利用于航空航天、刀兵等领域，但目前该合金的有关基础钻研仍不齐全[4-5]，其组织结构与力学机能的相互作用法规及机理索求仍必要补充美满，有关尺度等不够数据支持
。

随着钛合金资料利用的推广，对复杂环境中服役迪胙合金资料的机能也提出了更为全面的要求
。资料既要有较高的强度，还要有优异的塑性、韧性、抗裂纹扩大能力
。然而，分歧的组织描摹所对应的资料机能差距较大，探索微观组织与各类机能指标之间的对应关系，选择最优的微观组织结构，是资料利用的沉要钻研方向
。Wang等人[6-7]钻研了钛合金拉伸及冲击加载前提下的断裂行为
。吴助炜等人[8]钻研了TC4钛合金等轴组织、双态组织、片层组织对室温拉伸强度及断裂韧性的影响法规
。徐浩等人[9-10]钻研了准β铸造工艺及热处置对钛合金组织和断裂韧性的影响
。李瑶等人[11]钻研了TC4钛合金断裂韧性与冲击韧性的关系，并探求了杂质元素对资料韧性的影响法规
。翁涵博等人[12]钻研了TC4钛合金分歧组织取向对应的冲击韧性及断裂韧性，从能量的角度探索了影响冲击韧性及断裂韧性的成分
。

目前对资料冲击韧性和断裂韧性的钻研大多是探淘熹成分、组织或工艺对拉伸机能、冲击韧性和断裂韧性的单一影响，不足对工艺、相结构与这3种机能之间互有关系的系统论述
。对TC29钛合金相结构与强度、塑性、韧性之间的耦合作用关系进行钻研，不仅可以为钛合金资料综合机能设计提供参考，也将为TC29钛合金服役安全提供更全面的数据支持
。

1、尝试

尝试资料为TC29钛合金锻坯（相变点为910℃），经α+β两相区铸造变形及β单相区铸造变形，得到厚度为30mm的锻件
。对α+β两相区变形的TC29钛合金锻件进行（700、730）℃/1h/AC退火处置（别离象征为M1、M2）或进行（700、730、780、850）℃/1h/AC+560℃/6h/AC固溶时效处置，别离象征为STA1、STA2、STA3、STA4；对β单相区铸造变形的TC29钛合金锻件进行850℃/1h/AC+560℃/6h/AC固溶时效处置，象征为LM
。

热处置后的料块用线切割分料，别离加工成标距25mm、直径10mm的尺度拉伸试样、10mm×10mm×55mm的尺度冲击试样及20mm×48mm×50mm的尺度平面应变断裂韧度试样
。室温拉伸及冲击试验别离在INSTRON1185和JB-300B型资料试验机上进行
。平面应变断裂韧度测试执行GB/T4161—2007尺度
。选取OlympusPMG3光学显微镜、JSM-6460型扫描电镜（SEM）、JEM-F200场发射透射电镜（TEM）进行微观组织和断口描摹观察，并利用Image软件统计α相含量及尺寸
。

2、了局与会商

2.1两相区变形热处置组织

图1为两相区变形TC29钛合金热处置后的显微组织
。从图1能够看出，α+β两相区铸造变形后的TC29钛合金经过退火处置及固溶时效处置后的显微组织均为双态组织
。经700℃退火处置后（图1a），基体中交错散布有大量藐幼的片状次生α相，晶界处可见弥散析出的球状α相及部吩炱碎的晶界α相
。当退火温度升高至730℃时（图1b），初生α相的数量增长、球化度增长，次生α相长度增长
。由此可见，退火温度在肯定水平上会影响初生α相的描摹、含量，以及次生α相的尺寸
。与退火处置后的组织相比，经固溶时效处置后的初生α相描摹变动虽较幼，但次生α相的宽度显著降低
。随着固溶温度的升高，合金中初生α相和次生α相的描摹均有变动
。固溶温度为700~780℃时（图1c~1e），幼尺寸初生α相多散布于晶内，大尺寸初生α相多散布于晶界处
。随着固溶温度的升高，次生α相逐步粗化变短，初生α相出现先长大后溶化的趋向[13-15]
。

对比退火（图1a、1b）与固溶时效（图1c、1d）处置后的次生α相描摹能够发现，较低温度退火后，合金中的次生α相由于长大驱动力不及，出现粗短状；经固溶时效处置后，次生α相长大变长
。从图1c和图1d能够看出，由于片状次生α相在较低温度固溶时未能充分成长，基体中贮存着更多的界面能，细片档次生α相会随着固溶温度的升高，与相邻片层组织归并长大
。观察图1e发现，当固溶温度持续升高至780℃时，由于界面能的耗散，部门次生α相和晶界α相已出现溶化湮灭的迹象
。

图2为STA4试样中晶界处的初生α相描摹
。从图1f和图2能够看出，当固溶温度为850℃时，由于靠近β相变点，合金中的层片状次生α相隐没，初生α相部门溶化并在晶界处融合
。选取透射电子显微镜观察STA2和STA4试样的微观组织，了局如图3所示
。从图3能够看出，STA2试样中的次生α相呈片层状，长度约为1~3μm
。而STA4试样中的次生α相为纳米尺度（长度）的析出相，重要为短片层颗粒状，片层长度幼于100nm
。STA4试样相较其他试样的固溶温度更高，初生α相和部门次生α相溶化引起亚稳β基体中的固溶元素浓度升高，亚稳β基体在时效分化时的形核点密集，但长大的驱动力不及，导致析出的次生α相出现纳米尺度短片层状
。

对两相区变形的M1、M2以及STA1~STA4试样的初生α相尺寸散布进行定量统计，了局见图4
。从图4能够看到，TC29钛合金的初生α相尺寸散布在0~9μm领域内，其中3μm左右的初生α相居多，约占50%~70%，5μm左右的初生α相数量次之，约占11%~23%
。

随着固溶温度的升高，TC29钛合金中的初生α相先通过扩散机造长大，达到平衡后再通过晶粒归并长大
。固溶温度为700℃时，STA1试样中尺寸为1μm左右的初生α相数量为35%
。随着固溶温度升高至730℃和780℃时，初生α相长大，尺寸为1μm左右的初生α相数量有所降低，尺寸为3μm左右的初生α相数量增长
。固溶温度升高至850℃时（STA4），尺寸为1μm左右的初生α相数量已降低至15%
。随着固溶温度的升高，溶质原子的活性增长，界面能升高，晶界的迁徙速度提高，而初生α相多散布在晶界处，因而在晶界迁徙及界面张力的作用下，初生α相的尺寸也会有所增大
。固溶温度为850℃时，尺寸在2~4μm的初生α相约占59%、4~6μm的初生α相约占21%
。

与固溶时效处置的TC29钛合金组织相比，图4中退火态组织中初生α相的尺寸一致性更高，重要集中在2~6μm领域内，所占比例超过60%
。退火温度为730℃时（M2试样），2~4μm的初生α相占比超过70%，相比退火温度为700℃时（M1试样）的组织更均匀
。退火温度对初生α相的影响重要体此刻α相的描摹差距上，原因在于退火温度较高时初生α相可能获得更大的驱动力，球化长大成效更好
。

图5为两相区变形TC29钛合金的初生α相体积分数统计图
。从图5能够看到，退火态TC29钛合金组织中的初生α相体积分数与固溶时效态的相当，在24%~31%之间
。M1试样中初生α相体积分数为29%
。随着退火温度的升高，初生α相的体积分数略有降低
。在固溶时效处置试样中，STA1试样的初生α相体积分数至少，约为24%
。随着固溶温度的升高，初生α相的体积分数先增后减，在固溶温度为730℃时达到峰值（STA2试样），约为31%
。由于片状α相界面存在浮泛和弯曲结构，随着温度的升高，浮泛扩张会推进片状α相断裂、球化[16]，从而导致次生α相含量削减，初生α相含量增长
。而后随着固溶温度逐步靠近相变点，α相向β相转变，部门次生α相溶化，直至固溶温度为850℃时，次生α相全数溶化
。

2.2单相区变形热处置组织

图6为β单相区铸造变形TC29钛合金经固溶时效处置后的显微组织
。从图6a能够看出，组织中片层长度约1~10μm，重要集中在8μm左右，片层宽度不超过0.5μm，片层α相无规定交错排布
。与图2中两相区变形合金的次生α相对比，单相区变形的片层组织更为粗长
。从图6b能够看到，层片状α相上有大量的位错缠结，亚稳β基体中也有大量细短次生α相存在
。与图3b中的次生α相对比发现，图6bβ基体中的次生α相与其描摹相近，但更为细长，均为纳米尺度
。注明经850℃固溶处置后，LM试样中未产生微米尺度的次生α相
。

2.3力学机能

图7为两相区变形和单相区变形试样的室温拉伸机能
。从图7能够看到，两相区变形后经退火处置的M1和M2试样强度较低，抗拉强度（Rm）不及1100MPa，延长率（A）较高，超过16%，断面收缩率（Z）超过60%
。随着退火温度的升高，合金强度降低、塑性升高
。两相区变形后经固溶时效处置的STA1~STA4试样的强度相较退火态更高，随着固溶温度的升高，合金的室温拉伸强度逐步提高，在固溶温度为850℃（STA4试样）时最高，抗拉强度达到1471MPa，屈服强度（Rp0.2）为1308MPa，延长率为6.5%
。单相区变形后经热处置获得的LM试样室温抗拉强度较高，靠近1300MPa，屈服强度为1130MPa，延长率仅为3.5%
。STA4试样与LM试样的强度均较高，但塑性较差
。

凭据组织分析可知，两相区变形后退火的M1试样比M2试样中初生α相的体积分数高，球化度低
。结合力学机能测试了局注明，初生α相的体积分数越高，合金的强度越高，且球化度较高的初生α相对合金塑性有利
。随着固溶温度的升高，合金中亚稳β相分化，弥散析出片状次生α相，片状组织在基体中起到强化作用，从而使合金强度提高，同时塑性降低
。

图8为两相区变形和单相区变形试样热处置后的冲击韧度和断裂韧度
。由图8能够看出，两相区变形后经退火处置的试样，其冲击韧度（aKU）远高于经固溶时效处置的试样及单相区变形后经热处置的试样，冲击韧度最高可达58.8J/cm2
。重要是由于两相区变形的TC29钛合金为球状α及片档次生α双相组织，单相区变形的TC29钛合金为全片层组织
。球状组织抵抗裂纹萌生的能力强于片状组织，必要更多的裂纹生成功，因而裂纹较早在片状组织中产生，导致片状组织拥有较低的塑性和断裂抗力
。两相区变形后经退火处置的试样，由于与固溶时效试样占有相当含量的初生α相，且片档次生α相更粗更短，因而其抗裂纹萌生能力及抗裂纹扩大能力均较好，冲击韧性更高
。

两相区变形后经固溶时效处置的试样，冲击韧度在固溶温度高于730℃时，出现先升高后降低的趋向
。固溶温度为780℃时，冲击韧度超过40J/cm2
。STA4试样则由于其基体中析出大量藐幼弥散的纳米尺度次生α相，强杜仔较大提高，冲击韧性降低
。Sun等人[17-18]在钻研热处置对钛合金组织与冲击机能的影响法规时也发现，次生α相片层厚度的增长对冲击机能的提高有很大推进作用
。重要是由于当裂纹穿过较薄的片层组织时，裂纹扩大蹊径的崎岖水平相对较幼，但片层增厚时，裂纹扩大需绕过α相片层，导致裂纹蹊径越发崎岖，从而必要更大的裂纹扩大能量
。

此表，单相区变形的LM试样冲击韧性值高于两相区变形处置的STA4试样
。通过对比STA4试样（图3b）与LM试样（图6b）的微观组织能够发现，STA4试样中基体析出的纳米尺度次生α相尺寸比LM试样的更为藐幼
。同时，由于STA4试样晶界左近荟萃的等轴状初生α相尺寸虽较大，但数量少，因而体积分数更多的纳米次生α相占据主导
。然而，纳米次生α相抵抗冲击裂纹扩大的能力较差，使得等轴状α相提供的塑韧性均失去了优越性
。LM试样中析出的微米尺度片状α相体积分数高，抗裂纹扩大能力优于纳米片状次生α相，固然抗裂纹萌生能力不及等轴α相，但整体塑韧性优于STA4试样
。

从图8还能够看到，退火处置及固溶处置的两相区变形试样的断裂韧度（KIC）相当，约为30MPa.m^1/2；两相区变形获得的STA4试样断裂韧度最低，单相区变形获得的LM试样断裂韧度最高，达到73MPa.m^1/2
。

结合2.1和2.2分析能够发现，初生α相的尺寸散布及体积分数对KIC的影响很大，次生α相的描摹及体积分数对KIC影响较幼
。裂纹在片状组织中扩大产生的蹊径更长，必要更大的耗能，因而片状组织抵抗断裂的能力更强
。纳米尺度片状次生α相（图3b）的析出会降低合金的断裂韧性，但微米尺度片状α相（图6）会显著提高合金的断裂韧性
。

有钻研[19]批注，裂纹萌生由裂纹尖端左近显微组织的塑性变形能力决定，丛飕层α相和基体有较好的塑性变形能力
。裂纹扩大过程中，蹊径崎岖度幼的双态组织必要的扩大功低，崎岖度大的全片层组织必要的扩大功较高
。王哲等人[20]在钻研中也发现，片层组织对断裂韧性的影响较大
。结合图8数据，进一步说了然纳米尺度次生α相抵抗裂纹扩大的能力远低于微米尺度片状α相
。

由于冲击韧性重要由裂纹萌生能主导，断裂韧性重要受裂纹尖端塑性区节造[19]
。在缺口冲击试验中，球状α相对抵抗裂纹萌生拥有较大优势，片状α相对抵抗冲击载荷裂纹扩大有利
。在预造裂纹的断裂韧性试验中，片状组织对机能的影响占据主导职位，进一步证明等轴状α相对抵抗裂纹萌生的作用显著优于其抵抗裂纹扩大的作用
。因而，等轴状组织的重要优势为抑造裂纹萌生，片状组织的重要优势为抵抗裂纹扩大
。

2.4断口微观描摹

图9为两相区变形和单相区变形TC29钛合金经分歧热处置后的断裂韧度试样断口描摹
。从图9能够看出，两相区变形试样出现出准解理状断口，断裂方式以脆性穿晶断裂为主，可见少量孔洞；单相区变形试样出现解理及韧窝混合状断口，存在大量扯破棱、孔洞及二次裂纹
。

图10为单相区变形和两相区变形的断裂韧度试样的裂纹扩大蹊径
。从图10能够看到，单相区变形的LM试样裂纹扩大蹊径崎岖，重要阐发为沿晶开裂，有较多显著的二次裂纹存在
。而两相区变形的STA4试样裂纹扩大蹊径十吩旖缓，阐发为穿晶开裂
。由此可见，在断裂韧性试验中，裂纹扩大蹊径险些不受双态组织中等轴α相以及纳米尺度次生α相的影响，再次注明等轴α相在抵抗裂纹扩大方面的能力弱于片层组织，片层组织的尺寸同样决定了其抵抗裂纹扩大的能力
。

在裂纹扩大过程中，当裂纹尖端遇到析出相时，会塞积大量位错故障裂纹扩大，从而引起裂纹尖端的应力场变动
。在应力集中效应作用下，微孔会在裂纹尖端左近的地位以位错塞积的方式形核，随后在塑性应变的作用下由位错活动推进微孔聚合长大
。裂纹扩大过程重要取决于裂纹尖端左近的微孔萌生数量、地位以及主裂纹与微孔的衔接方式[21]
。

两相区变形试样中片状次生α相内含有高密度的位错缠结，裂纹尖端左近的可动位错数量较少，应力集中效应难以缓解，且基体中微孔数量少，不及以形成微孔聚合长大来衔接主裂纹
。因而，当裂纹尖端部门应力超过基体的解理强度时，主裂纹以较为平直的方式迅速扩大，扩大方向沿着α/β相界处进行，在此区域形成孔洞[22]，最终导致试样失稳断裂
。

单相区变形的LM试样在塑性变形过程中，裂纹尖端左近应力集中，主裂纹通过解理的方式与左近的微孔衔接（微孔衔接描摹如图11所示），形成解理与韧窝混合断裂机造
。裂纹尖端的部门应力超过基体解理强度时，主裂纹沿片层扩大，扩大蹊径崎岖，耗散了大量能量，导致裂纹扩大能量不及以将内部微孔衔接后形成断裂，从而使合金的断裂韧性大幅增长
。

3、结论

(1)两相区变形的TC29钛合金再经退火或固溶时效处置后，出现典型的双态组织描摹
。组织中的初生α相体积分数随固溶温度的升高先增多后削减，并出现归并长大景象
。经850℃固溶时效处置后，基体中的微米尺度次生α相隐没，同时析出大量纳米尺度次生α相
。

(2)单相区变形的TC29钛合金再经850℃固溶时效处置后，组织重要为片层α相，基体中析出大量纳米尺度次生α相
。

(3)经固溶时效处置的两相区变形试样，随着固溶温度的升高，室温抗拉强度增大，最高可达1471MPa
。经退火处置的两相区变形试样的冲击韧度远高于其他状态试样，可达58.8J/cm2
。经固溶时效处置的单相区变形试样的断裂韧度最优，达到73MPa.m1/2
。

(4)两相区变形后的断裂韧度试样出现准解理状断口，断裂方式重要以脆性穿晶断裂为主，可见少量孔洞
。单相区变形后的断裂韧度试样出现解理及韧窝混合状断口，存在大量扯破棱、孔洞及二次裂纹
。

(5)在缺口冲击试验中，等轴状α相对抵抗裂纹萌生拥有较大优势，片状α相对抵抗裂纹扩大有利
。在预造裂纹的断裂韧性试验中，片状组织对机能的影响占据主导职位
。

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