1、引言

钛合金资料的综合力学机能优异
，在航空航天、船舶造作、石油化工等行业得到高度器沉和宽泛利用[1]。从上世纪
，钛合金得到初步利用以来
，目前全球出产迪胙合金资料有50%以上用于航空航天产业[2]。钛合金资料的利用已经成为衡量飞机及其发起机机能的沉要指标[3]。当前
，由于航空航天工业对资料高减沉、高强度等机能的需要
，超高强度钛合金应运而生
，该类合金因增长的合金元素种类多
，拥有能够通过热处置强化等特点
，受到了世界列国的宽泛关注
，美、苏相继研造出了自己的超高强度钛合金资料[4]
，我国也研发了Ti7333、TB17等[5-6]
，以服务本国航空产业发展的需要。

钛合金的显微组织与热处置工艺亲昵有关
，而显微组织的扭转又会影响到资料的力学机能
，因而通过扭转热处置工艺
，能够调整合金的力学机能[7-9]
，实现较为优异的综合机能。冷却过程作为热处置后不成或缺的环节
，对合金的组织特点以及机能拥有沉要的影响[10-20]
，目前国内表诸多学者针对分歧冷速对钛合金组织以及机能的影响进行了大量钻研。Zhang等[13]对Ti-6Al-2Cr-2Mo-2Sn-2Zr合金进行两相区热处置时发现
，冷却速度会显著影响残存β相以及二次相的体积分数
，较高的冷却速度会保留更多的β相
，并且在时效时向次级α相转变
，提高了合金的强度。Fu等钻研了固溶冷速对Ti-5553钛合金组织以及拉伸机能的影响
，发现随着冷速的降低
，魏氏组织和双态组织中的初生α相数量和尺寸增长
，导致抗拉强度降低
，但塑性提高。Liu等[15]钻研了IMI834钛合金片层相在分歧冷速下的析出法规发现
，随着冷速的增长
，片层相的宽度和体积分数都显著减幼。周伟等[16]钻研冷速对TB18钛合金显微组织和力学机能的影响
，发现随着冷速的降低
，TB18钛合金析出的晶界α相越来越多且相互衔接为一个整体
，逐步粗化呈陆续的波浪状
，并且由于与晶内强化相之间存在的应力差
，会导致合金的塑性降低。

TB17钛合金属于新型超高强韧钛合金
，对冷却速度极其敏感
，本工作将钻研分歧冷速前提对TB17钛合金组织以及机能的影响
，通过度析在分歧冷速下的组织析出以及力学机能
，为其组织演变过程以及力学机能调控的钻研提供参考凭据
，并为TB17钛合金造订合理的热处置工艺参数提供数据支持。

2、尝试

所使用的资料为TB17钛合金
，是由中国航发北京航空资料钻研院自主研发的新型超高强韧钛合金
，该合金的名义成分为Ti-6.5Mo-2.5Cr-2V-2Nb-1Sn-1Zr-4Al,相变点约为845℃。图1为TB17钛合金锻后的原始组织。由图1中能够看出
，TB17钛合金的原始组织由长短、厚度分歧的片状α相及基体β相组成
，片状α相尺寸约为0.15μm,呈网篮结构。

首先使用热膨胀仪进行陆续冷却试验
，试样尺寸为4mmx10mm,加热温度为相变点下30℃,保温功夫为30min,冷却速度选择参考现实出产中的分歧冷却介质
，别离为0.1、0.5、5.0、50℃/s,陆续冷却尝试用于组织特点的基础钻研。而后
，选取SAL1200箱式电阻炉进行热处置尝试
，热处置造度如表1所示。本钻研选取热膨胀仪进行冷速试验时所拔取的4组冷速是参考现实热处置过程中的冷却方式进行拔取的
，现实出产过程中的炉冷冷速在0.1~0.5℃/s之间
，空冷冷速约5℃/s
，水冷冷速靠近50℃/s
，首先选择热膨胀仪进行冷速尝试的主张是为了将分歧冷速下的组织描摹的差距越发显著的表征出来
，以钻研在分歧冷速下的组织演变特点
，热处置的设置是为了越发切合现实出产的冷却方式
，并通过对力学机能的检测对现实出产过程进行建改领导。随后组织观察和拉伸测试
，金相试样在研磨后进行机械抛光至表表呈光滑的金属镜面
，并进行侵蚀
，而后进行SEM(扫描电子显微镜)拍摄;对试样进行电解抛光
，而后进行EBSD(电子背散射衍射)表征。拉伸试验选取的是棒状拉伸试样
，试样规格如图2所示
，试样总长度为40mm
，夹持端长度为9mm,直径为5mm,标距长度为16mm,直径为3mm。依照GB/T228.1-2021尺度测试
，获得试样的强度(抗拉强度、屈服强度)和塑性(断后伸长率、断面收缩率)
，并对拉伸断口进行SEM观察
，分析其断裂特点。

表1热处置工艺

Table 1 Heat treatment process

3、了局与会商

3.1分歧陆续冷速的组织描摹

图3为TB17钛合金经分歧冷速处置后的SEM描摹。由图3能够看出
，分歧冷速处置后的TB17钛合金的显微组织均由基体β相和片状α相组成
，冷却速度的变动显著影响的是片状α相的含量和尺寸。冷却速度较慢时
，片层α相的尺寸较大
，含量较多
，在基体中能观察到析出的次生α相
，并且随着冷速的加快
，次生α相的含量在增多
，这是由于在较慢的冷速区间内
，次生α相有充足的功夫析出
，并且随着冷速的加快
，丛飕层相的尺寸在减幼
，为次生α相的析出提供了空间
，因而次生α相在慢冷区间内的含量会随着冷速的加快而增多
，如图3a和3b所示。在冷却速度较快的情况下
，片状α相的尺寸显著减幼
，含量也较少
，基体中险些观察不到次生α相
，这是由于冷速过快
，在高温段停顿功夫过短所导致的
，如图3c和3d所示。通过定量分析
，最慢冷却速度0.1℃/s时的片状α相的相对含量为22.16%
，最快冷却速度50℃/s时的片状α相的相对含量为2.7%
，仅为最慢冷却速度时含量的12.2%。TB17钛合金的固溶冷却速度在慢速冷却时
，合金的片状α相的含量受固溶冷却速度变动的影响很大;当进行急剧冷却时
，合金中的片状α相含量随固溶冷却速度变动产生的变动幼;次生α相的含量随着固溶冷却速度的加快会出现出先增大后降低的趋向。通过高倍SEM图样统计TB17钛合金分歧冷却速度下的片状α相的厚度
，发现TB17钛合金的片层厚度受固溶冷却速度的影响
，随着固溶冷却速度的加快
，TB17钛合金的片层厚度逐步削减。

3.2晶体取向分析

TB17钛合金在析出片状α相的时辰
，合金产生了β→α转变
，这是钛合金中存在的最基础和最沉要的相变
，析出的α相与基体β相间维持(0001)//{110}和<1120>//<111>的Burgers取向关系[17-18]。由于晶体结构的对称性
，Burgers取向关系决定了1个β晶粒中能够形成12种晶体学取向的α相
，即12种变体
，但现实资猜中只会存在几种α相的取向[19]。通过对TB17钛合金冷速组织中的片状α相的晶体取向进行分析
，钻研析出的片状α相与基体β相之间的取向关系。图4为TB17钛合金在0.1℃/s冷却后的晶体取向特点
，α相内部色彩均一
，注明α相内部没有晶内取向差。极图显示片状α相与基体β相间严格维持(0001)//{110}和<1120>//<111> β 的 Burgers取向关系。

3.3组织特点与拉伸机能的关系

图5为TB17钛合金经过固溶后在分歧冷却前提下的显微组织
Ｄ芄环⑾
，TB17钛合金的显微组织均由残存β相以及尺寸不一的片层相组成。分歧的是
，炉冷前提下片层相的尺寸大、数量多
，含量约在35%
，均匀宽度在0.6~0.7μm之间
，这是由于由于冷速较慢
，在高温段停顿功夫较长
，各类元素的原子扩散越发充分
，片层相有充足的功夫长大粗化
，但由于相间存在着析出竞争关系
，原始片层相含量多
，抑造了次生相的析出
，导致炉冷的试样险些无次生相的析出
？绽淝疤嵯麓造阆嗟暮亢统叽缃下溆写蠓档
，含量约在10%
，均匀宽度在0.3~0.4μm之间
，这为次生相的析出提供了前提
，因而该前提下次生相析出显著
，含量较多。水冷前提下的丛飕层相含量约为7.8%
，均匀宽度在0.2~0.3μm之间
，与空冷靠近
，但由于冷速过快
，次生相来不及析出
，组织中险些观察不到次生相存在。

TB17钛合金在等温时效处置过程中
，过鼓和固溶体味产生分化
，形成不变的α相(图5d~5f)。显微组织均由丛飕层相、残存β相以及次生α相组成
，在时效后
，析出的次生相的尺寸和状态也各不一样。炉冷试样经过期效后
，由于初生相的含量较多
，导致析出的次生相较少
，尺寸也较幼;空冷试样经过期效后
，由于原始片层相的尺寸较幼
，试样中的次生相的含量和尺寸显著较炉冷增大;水冷试样经过期效后
，大量的次生α相析出
，呈细针状弥散散布在β基体上。通过以上分析
，能够发现
，在分歧的固溶冷速以实时效下
，TB17钛合金的显微组织存在着较为显著的差距
，固溶过程重要对丛飕层影响较大
，并进一步影响次生相的析出。

分歧前提下TB17钛合金的拉伸机能如表2所示
Ｄ芄豢闯
，固溶水冷的强度最低
，抗拉强度仅为908MPa,但是塑性最好,断后伸长率和断面收缩率别离为21.1%和56.0%
，这是由于固溶水冷后由于冷速快
，次生相来不及析出
，组织中险些无次生相存在
，沉淀强化成效弱
，位错易滑动
，使得该前提下强度较低
，塑性较好;固溶炉冷后初生相尺寸较大
，数量较多
，对次生相的析出起到了抑造作用
，所以组织中仅存在少量的次生相
，使得沉淀强化成效固然有所升高
，但并不显著
，对位错的滑动起到了肯定的故障作用
，抗拉强杜仔所升高
，达到984MPa
，较固溶炉冷升高了8.3%
，塑性有显著降落
，断后伸长率和断面收缩率别离降低至18.2%和34.3%;固溶空冷后
，由于冷速较慢
，析出了大量次生相
，如图5b所示
，使强化成效得到加强
，因而强度达到最大
，抗拉强度为1089MPa
，较固溶炉冷升高了19.9%
，但塑性最差
，断后伸长率和断面收缩率别离降低至8.0%和27.8%。

经过期效处置后
，合金的强度随着固溶冷却速度的升高而升高
，但塑性则出现相反的趋向
，随着固溶冷速的升高
，合金的塑性有所降落
，并且在统一固溶处置前提下
，时效和未时效的合金在强度和塑性方面差距较大
，时效后由于次生相的析出
，合金的强度均有显著的提高
，塑性也均有降落
，尤其是空冷以及水冷时效后
，塑性降落显著
，这是由于时效后
，次生相的含量和尺寸会显著增长
，导致相界面增大
，在变形过程中
，相界面处对位错活动的故障作用加强
，引起应变部门化使塑性降低[20]。固溶炉冷的试样经过期效后
，由于次生相的析出
，导致对位错的故障作用加强
，因而强杜仔所升高
，抗拉强度达到1087MPa
，较时效前升高了10.5%
，但塑性降低
，断后伸长率和断面收缩率别离降低至15.7%和50.6%。固溶空冷并经过期效后
，抗拉强度达到1474MPa,较时效前升高了35.4%,但断后伸长率和断面收缩率别离降低至2.3%和11.7%
，塑性降落显著。固溶水冷的试样在经过期效后
，抗拉强度达到了1532 MPa
，较时效前提高了68.7%
，但塑性方面降落显著
，断后伸长率和断面收缩率别离降低至1.6%和18.0%。综上分析能够发现
，时效处置后
，强度均有所升高
，但是塑性均有分歧水平的降落。

表2分歧前提下TB17钛合金拉伸机能

Table 2 Tensile properties of TB17 alloy under different conditions

3.4断裂模式分析

断口描摹保留了金属断裂过程中的很多信息
，通过观察和分析断口描摹
，能够得到断裂的原因、方式和机造等信息
，对于钻研合金的拉伸机能
，SEM断口描摹分析是一个极度沉要的步骤和伎俩。由于本钻研的断口较多
，为了越发清澈的描述断裂模式
，拔取强度极值的2个典型试样进行断口分析。

图6a~6c为强度极幼值试样(固溶水冷)的断口描摹。从宏观断口(图6a)上能够看出
，固溶水冷后断口表表存在着肯定的升沉
，断口表表有较多且较深的二次裂纹
，主裂纹形核地位位于试样中心
，颈缩景象显著
，剪切唇面积较大
，注明水冷后合金的塑性较好但强度较低。放大断口描摹后能够发现
，二次裂纹左近存在着幼刻面
，韧窝密集但较浅
，韧窝底部出现微孔洞
，断裂特点属于韧性断裂。图6d~6f为强度极大值试样(水冷时效)的断口描摹。从宏观描摹(图6f)上能够发现
，水冷时效的试样的断口升沉较幼
，颈缩景象不显著
，存在着数量较少且较浅的二次裂纹
，主裂纹形核地位位于试样中心
，并且出现了类似沿晶断裂的颗粒状散布特点
，并且断口表表有条形韧窝散布
，注明水冷时效前提下合金的塑性较差。通过放大断口描摹能够看出
，水冷时效后断口表表的韧窝尺寸较大
，无微孔洞出现
，并且在二次裂纹左近
，出现光滑的幼刻面
，断裂特点为准解理断裂。通过断口描摹的分析
，试样的断裂模式与力学机能水平拥有一致性。

4、结论

1)分歧冷速处置后的TB17钛合金的显微组织均为基体β相和片状α相
，两相之间切合Burgers取向关系。冷却速度的变动会显著影响片状α相的含量和尺寸
，随着固溶冷却速度的加快
，TB17钛合金的片层含量以及厚度逐步削减。

2)固溶炉冷前提下丛飕层相的数量多、尺寸大
，抑造了次生相的析出
，并且在时效后
，组织中析出的次生相数量很少。在固溶空冷前提下
，由于冷速较慢
，会析出次生相。固溶水冷前提下
，组织中险些观察不到次生相
，在随后的时效过程中
，次生相会大量析出
，呈细针状散布在β基体上。

3)在进行固溶处置时
，空冷后的合金强度最高但塑性最差
，水冷后的合金强度最低但塑性最好。在时效后
，合金的强度均有所上升
，并且随着固溶冷速的加快
，强度升高的趋向也在增大
，水冷时效后合金的强度达到最大。

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（注
，原文标题：固溶冷速对超高强钛合金TB17组织及力学机能的影响）