钛脊合金拥有生物兼容性好、耐侵蚀性、可焊性好、耐高温等多多优异个性，在生物医学、军工、航空航天、海洋工程、石油化工等领域均有宽泛利用[1-3]。TC10钛合金是一种典型的α+β两相钛合金，其名义成分为Ti-6Al-6V-2Sn-0.5Fe-0.5Cu，该合金是美国由TC4钛合金（名义成分为Ti-6Al-4V）为基础发展而来，与TC4钛合金相比，TC10钛合金中含有更多的β不变元素，使其拥有更好的力学机能与淬透性，使得该合金被宽泛的用于航天飞机紧固件、火箭发起机零部件、航天器表板等器件[4-5]。
决定合金力学机能的重要成分有3种，别离为化学成分、变形工艺以及热处置工艺，在合金成分调控的基础上，通过变形工艺和热处置工艺调控合金的微观组织，可获得梦想的力学机能[6-8]。相迸宗变形加工，热处置拥有节能高效、周期短、操作方便蹬着点，是调控微观组织最为常见的步骤，凭据合金的相转变温度，别离在单相区与两相区进行热处置，可有效调控合金微观组织状态，进而得到梦想的力学机能[9-10]。
目前国内表学者对TC10钛合金的热处置工艺进行了较多的钻研，朱宝辉等[11]钻研了固溶时效工艺对Ti-6Al-6V-2Sn钛合金棒材组织及机能的影响，了局批注：经固溶处置后，合金的强度降低，塑性升高，随着固溶温度不休升高，合金强度提高，但塑性不休降低；再经时效处置后，与固溶相比，合金强度显著提高，塑性略有减幼。Wang等[12]钻研了热处置对TC10钛合金组织和拉伸机能的影响，了局批注：当固溶温度为970℃时，组织中形成α′相与α″相，但α″相尺寸较幼，当固溶温度为920℃时，组织中只形成α″相，并不形成α′相；经固溶处置后，随着时效温度的升高，合金强度降低，塑性增长。Huang等[13]钻研了Ti-6Al-6V-2Sn钛合金在分歧时效温度下的缺口抗拉强杜纂组织的关系。了局批注：在时效温度为482℃时，合金硬度值最大，但缺口抗拉强度较差，其时效温度高于593℃后，缺口抗拉强度显著增长。
综上所述，固然对TC10钛合金热处置工艺做了较多的钻研，但大无数是以固溶时效对拉伸机能的影响为主，很少对其它热处置工艺以及力学机能进行钻研，而工程利用的好多器件中会有螺纹、油孔以及键槽等不陆续结构，这与合金中存在缺口相类似，在施加载荷时，此区域容易产生应力集中，导致裂纹萌生并急剧扩大，最后产生断裂，出格是当冲击载荷为高应变速度的情况下，会产生极度严沉的后果。因而，在工程利用中，合金的冲击机能极度沉要，对冲击机能的作用机造以及影响成分隔展钻研是很有必要的，故本钻研凭据TC10钛合金的相转变温度，别离拔取单相区与两相区温度对该合金进行分歧工艺的退火处置，并进行冲击机能测试，钻研退火工艺对合金微观组织与冲击机能的影响，为TC10钛合金的工程利用作出肯定参考。
1、尝试
试验所用资料为TC10钛合金棒材，原资料为铝钒合金、铝铁合金、钛锡合金、铝钒锡铁铜五元合金以及幼颗粒海绵钛，经3次真空熔炼（VAR）造成钛合金铸锭，随后经多火次铸造造成试验所用棒材。使用ICP发射光谱仪测试合金的化学成分（质量分数）为5.73%Al、5.62%V、2.31%Sn、0.68%Fe、0.65%Cu、Ti余量，合金相变点测试选取陆续升温金相法，测得试验用合金的相转变温度为940℃。图1a为试验用TC10钛合金棒材的原始微观组织，发现原始微观组织中蕴含初生α相（αp）以及β转变组织（βT），其中初生α相以等轴状描摹为主，在基体上均匀散布，β转变组织蕴含次生α相和残存β相，残存β相重要位于细针状的次生α相之间，合金的原始微观组织为双态组织。图1b为试验用TC10钛合金棒材的XRD图谱Ｄ芄环⑾，XRD衍射峰重要由α相衍射峰以及少量β相衍射峰所组成，其中（100）、（002）、（101）3组晶面指数的衍射峰较强，图1b中未见其它显著衍射峰，结合图1a可知，试验用合金原始微观组织由α相与β相组成。
将试验用TC10钛合金棒材进行切割加工，随后选取高精度等级箱式电阻炉对合金进行分歧工艺的退火处置，具体退火工艺如表1所示，待合金热处置实现后，进行加工取样与测试，别离进行微观组织观察与冲击机能测试，为确保测试了局的一致性，冲击机能测试的试样取向方向均为棒材纵向。使用德国蔡司SUPRA55场发射扫描电镜（SEM）对合金微观组织以及冲击试样断口微观描摹进行观察拍照，使用荷揽菁派科EmpyreanX射线衍射仪进行XRD测试，设置扫描角度为20°~80°，对XRD测试了局使用Highscoreplus软件进行分析，使用日本电子JEM2100F透射电子显微镜（TEM）进行高分辨描摹观察和晶体结构分析，使用LF5255试验机进行冲击机能测试，摆锤刀刃半径为2mm，测试尺度凭据GB/T229-2021执行，图2为冲击试样实物图与加工图，在每组冲击试验中，均测试2个试样，最后取均匀值作为试验了局。
2、了局与会商
2.1微观组织
图3为合金经单沉退火处置后的微观组织。由图3可知，随着退火温度不休升高，组织中最显著变动为αp相（地位A）含量逐步减幼，同时析出次生α相（αs），其描摹出现细针状（地位B），均匀弥散的散布在组织中，当退火温度达到相转变温度940℃时，αp相含量大幅度削减，同时组织中出现三叉状β晶界（地位C），αs相含量增长，当退火温度超过相转变温度后，组织中αp相齐全隐没，出现晶界α相（地位D），并析出在大量细针状αs相。
合金在加热过程中，组织中α相产生溶化，其溶化挨次与原始组织中析出α相挨次相反，最先产生溶化的为最薄的α相，随后是较厚的α相尺寸逐步削减，最后直至齐全溶化[14]。而αs相的析出受到两方面成分影响，一方面是退火温度，其会影响合金中的元素再分配，凭据钛合金伪平衡相图[15]，在退火温度升高的过程中，组织中会有更多的α相向β相产生转变，合金元素进行再分配的过程中，会降低高温β相中β不变元素的含量，导致β相在冷却过程中的不变性降低，促使αs相析出；另一方面受到冷却功夫的影响，在冷速速度一样的情况下，退火温度的凹凸会决定冷却功夫的长短，当退火温度越高时，则冷却功夫越长，对αs相的析出越有利。
当退火温度为两相区时（图3a~3c），组织中蕴含αp相以及βT，此时αp相蕴含2部门，一部门为经过球化和溶化后而形成的αp相，此时αp相的成分与散布情况受到溶质元素的散布情况、取向关系以及界面能等成分影响；另一部门为原始组织中未产生溶化而残留下来的αp相[16]。组织中的βT是在加热过程中形成的高温亚不变β相，在冷却过程中转变为低温亚不变β相并析出针状αs相所形成。当退火温度为单相区时（图3d），原始组织中的α相会全数转造成β相，α相齐全隐没的同时，组织中β晶；嵯灾ご，在进行冷却时，从β相中会析出大量αs相，大量取向一致的αs相会平行分列，从而形成α束域，分歧的αs片层之间散布残存β相，合金由原始的双态组织转变为片层组织。
图4为合金经单沉退火处置后的XRD图谱，TC10钛合金经过加热以及保温处置后，在冷却过程中重要产生的3种物相转变，别离为β→α相、β→α′相、β→α″相。其中，β→α′相与β→α″相二者均是马氏体相变，都是由一种晶体结构通过切变的方式转造成为另一种晶体结构，是典型的无扩散型相变，其相变过程通过界面迁徙进行节造。在相变过程中，β相内的原子会进行有法规的集体切变，当切变距离较大时，产生β→α′相转变，当切变距离较幼时，产生β→α″相转变，故α″相通常被当成β相与α′相二者之间的过渡相[17]。
同时，由于α′相的晶体结构为六方马氏体，而α″相的晶体结构为斜方马氏体，从晶体结构的角度分析，拥有体心立方结构的β相会更容易切变为α″相，三者的晶体学关系示意图如图5所示[18]，图5a为β相与α′相的晶体学关系，其中α′相呈密排六方结构（以玄色原子为主体结构）与体心立方的β相（以灰色原子为主体结构）之间存在Burgers位向关系。图5b为β相与α″相的晶体学关系，其中斜方结构α″相（以玄色原子为主体结构）与体心立方β相（以灰色原子为主体结构）切合Burgers位向关系。
由于α相与α′相二者的晶体结构一样，均为密排六方晶体结构，故二者的点阵常数极度靠近，使得二者的衍射峰在XRD图谱中沉合，仅是衍射峰会有较少宽化扭转，又由于二者的主体结构一致，会导致其衍射黑点地位险些齐全沉合，难以有效进行分辨[19]。通常情况下，冷却速度是区别组织中形成α相或者α′相的重要判断成分，当冷却速度达到肯定值时，β相的转变方式为无扩散切变，由于较快的冷却速度会使合金元素不能实时析出，在晶内会迅速弥散形核，进而形成α′相，而当冷却速度较慢时，组织中的合金元素以脊元素扩散充分，最终形成α相[20]。但目前对冷却速度的概想均为定性关系，并无确定的定量关系，故不能单一以空冷或水冷作为判断的凭据，需进行深刻探求。有关文件指出[18]，α′相与α相二者的区别为：在进行冷却时，α′相通；峤刂猎讦戮Ы绱，其较大长宽比的细针状状态，而α相由于形核相对难题，通常必要借助晶界进行形核，最终描摹为更为粗壮针状或片层状状态。结合图3可知，分歧退火温度的组织中均有细针状α相，由于放大倍数较幼，故无法从图3中的描摹中进行有效分辨。由于加热温度越高，马氏体相变驱动力越充足，越容易产生马氏体相变，故拔取退火温度最高的工艺D（960℃）进行TEM分析，具体描摹如图6a所示，能够发现，组织中的描摹以粗壮片层状状态为主，并无显著其它状态存在，能够判断工艺D的组织中并未形成α′相，由此可得，经单沉退火处置后的组织中并无α′相析出。
对组织中是否产生β→α″相进行分析，由图5可知，α″相和α′相二者与母相的晶体学关系均维持一致，故二者的a轴与c轴大体一样，若将α″相中的b轴的长度缩短到与a轴一致，则此时α″相与α′相晶体结构一样，故能够得出α′相是α″相产生畸变所形成，其中b轴产生畸变的重要成分为合金中含有较多β不变元素，在冷却速度较快时，会导致α相产生畸变所致。由于α″相中的a轴≠b轴，故在{hkl}晶系中，α″相会体现出分歧的晶面间距，从而使得在XRD图谱中的低角度领域（41°~42°）以及高角度领域（51°~54°）与（61°~65°）中，(021)α″、(022)α″、(200)α″、(130)α″衍射峰是判断是否拥有α″相的特点衍射峰[18,21]。结合图4b~图4d3组分歧角度领域的XRD图谱可知，在低角杜纂高角度领域内，并未发现α″相的特点衍射峰，能够初步判断组织中并未析出α″相。由于XRD图谱为一种辅助验证的伎俩，为进一步验证上述判断，拔取经工艺D处置后的试样进行TEM分析，有关文件指出[22-23]，α″相除位于基体上表，在残存β相中也会存在α″相，因图6a中已对基体上α相进行电子衍射黑点象征，故图6b拔取次生α相之间的残存β相进行电子衍射黑点象征，了局发现该区域重要β相，并未发现α″相，结合XRD图谱可得组织中并无α″相析出。
综上所述，在本试验前提下，TC10钛合金在经分歧温度的单沉退火处置后，组织重要由α相与β相组成，并无其它显著物相存在。
α+β两相钛合金在经历单沉退火处置后，通常要进行双沉退火处置，其主张是调节组织中析出α相的状态与含量，不变组织与机能，从而使合金达到梦想的强度。图7为合金经双沉退火处置后的微观组织，与单沉退火相比力，合金经双沉退火处置后，组织中αp相无显著变动，而经双沉退火后，析出的次生α相（αs）描摹与尺寸出现显著变动，此时的αs相描摹重要有2种状态，一种为丛飕层αs相，其中，部门丛飕层αs相平行分列，形成α束域（地位E），部门丛飕层αs订交错分列而形成独立片层，也有极少数险些可贯通βT的极度粗壮αs相（地位F），而αs相的另一种描摹为在βT中均匀交错散布的细片层αs相（地位G）。
图8为合金经双沉退火处置后的XRD图谱，能够发现此时组织由α相以及β相组成，与单沉退火的XRD图谱相比力，衍射峰总体靠近，其中（101)α衍射峰强度略有增长，而（110)β衍射峰强度略加削减，尤其当退火温度为位于单相区（960℃）时更为显著，这与亚不变β相产生分化，从而扭转组织中元素分配有关[24-25]。合金在进行双沉退火过程中，会使在单沉退火过程中形成的残存亚不变β相产生进一步的分化，具体过程是当加热温度较低时，合金中元素首先产生偏聚，此时亚不变β相会分化为大量溶质原子贫化的微观区域（β贫）以及与其相邻的溶质原子富集的微观区域（β富），随着时效温度的升高或耽搁时效功夫，β贫化区会最终分化为平衡的α相以及β相，最终导致组织中析出极度藐幼细片层αs相[14]。与此同时，组织中原有的次生α相会逐步长大粗化，最终形成丛飕层αs相。
综上所述，合金经双沉退火处置后，亚不变β相会分化，可使组织中析出大量极度藐幼细片层αs相，但也会使得组织中部门αs产生粗化，这会影响部门衍射峰强度的变动，同时对合金的力学机能也会产生影响。
2.2冲击机能
图9为合金经分歧退火工艺处置后的冲击机能，对比发现，合金经单沉退火后的冲击机能总体要优于双沉退火。合金在单沉退火前提下，随着退火温度的升高，合金冲击机能不休降落，当退火温度达到单相区后，冲击机能降落幅度较大，当合金经工艺A处置后，合金冲击机能最佳，此时冲击吸收功为31.5J，冲击韧性为39J/cm2。当合金在双沉退火前提下，其冲击机能变动趋向与单沉退火一致，均是随着单沉退火温度的升高而不休降低，在单沉退火温度达到单相区后，冲击机能有大幅度降落，合金冲击机能最大值为经工艺A′处置后，此时冲击吸收功为25.5J，冲击韧性为32.5J/cm2。
合金的冲击机能重要由2部门组成，别离为冲击吸收功与冲击韧性，其中冲击吸收功是合金在裂纹萌生阶段吸收的能量以及裂纹扩大过程中吸收的能量大幼，故其性质是故障裂纹萌生与裂纹扩散的能力，而冲击韧性为冲击吸收功与冲击试样尺度断面积的乘积，其由3部门所组成，别离为塑性变形功、弹性变形功以及裂纹扩大扯破功[26-27]，故合金的冲击吸收功与冲击韧性为正比例关系，冲击吸收功越大，其冲击韧性越高。有关文件指出[28-29]，由于冲击试样缺口半径较大，在高速冲击载荷作用下，裂纹萌生阶段缺口尖端左近会产生较大的应力场，塑性变形区尺寸较大，冲击试样产生的部门应力容易达到合金自身的临界断裂强度，在此处会形成应力集中，并引发大量的微裂纹，由于在此过程中产生的塑性应变较大，会亏损更多能量，而裂纹扩大过程中所产生塑性变形较幼。因而，裂纹萌生阶段亏损的能量是重要能量，裂纹扩大所亏损的能量为次要能量。
在单沉退火前提下，当退火温度为两相区时，组织为双态组织，其由αp相与βT组成，βT中蕴含大量αs相与残存β相。在裂纹萌生阶段，缺口尖端地位的应力集中会引起周围组织产生塑性变形，进而产生位错与滑移。拔取退火温度为两相区的工艺A进行分析（图10a），在变形初期，βT中的藐幼αs相会首先产生塑性变形并产生位错，当位错滑移至αs相与残存β相界面时，由于αs相与相邻残存β相之间存Burgers取向关系[30]，导致位错容易通过界面并向相邻αs相进行移动，从而有效降低应力集中，导致整个βT产生较为均匀的塑性变形。当位错滑移到αp相与βT界面时，由于二者之间存在较大的位错取向角且不存在Burgers取向关系，导致位错很难通过，从而造成位错堆积。
但由于αp相的晶体取向是无序散布的，其会激活各种类型的滑移系统，从而有助于协调塑性变形，因而双态组织的变形均匀性较好，会使缺口尖端散布较大的塑性区域，使得缺口尖端的应力得到有效开释[31-32]。单相区退火造度拔取工艺D（图10b1）进行分析，此时αp相齐全隐没，组织变为片层组织，由于组织中αs相与残存β相界面阻止滑移的能力较弱，且组织中存在尺寸较大的α束域，会导致位错的滑移距离较长。
但由于相邻的α束域之间的晶体学取向差距较大，当一个α束域内部产生塑性变形时，会导致该α束域与相邻α束域之间的界面变形不相容，进而引发微尺杜爪变不相容以及应力集中景象，从而出现微浮泛形核[28]。此表，由于α束域拥有较大尺寸，导致片层组织的变形均匀性较差，使缺口尖端的塑性变形极不均匀，因而片层组织的缺口尖端塑性区域面积幼于双态组织。为与单沉退火做有效对比，拔取工艺A′（图10c）与工艺D′（图10d）进行分析，在双沉退火前提下，其裂纹萌生总体过程与单沉退火时相类似，但由于其微观组织中析出大量细片层αs相，此时位错会偏差在βT中的细片层αs订交汇处产生荟萃，由于各细片层αs相之间位错取向角较大，且细片层αs相与αp相以及βT之间没有Burgers取向关系，导致位错产生堆积且难以通过滑动开释。因而其裂纹尖端的塑性变形区域较幼，即便在较幼的表应力作用下，在此微观区域内也会产生较大的应力而引发断裂，宏观阐发为其裂纹萌生能量较低。故经双沉退火处置后的缺口尖端塑性区域面积要幼于单沉退火。
有关钻研批注[33-35]，裂纹产生偏转会使裂纹在扩大过程中亏损更多能量，从而提高该组织抵抗裂纹扩大的能力，因而在裂纹扩大蹊径越更为崎岖微观组织中，其裂纹扩大亏损的能量越高。图11为合金经分歧退火工艺处置后的裂纹扩大蹊径，在单沉退火前提下，别离拔取退火温度为两相区与单相区的的工艺A和工艺D进行分析，当合金经工艺A处置后（图11a），由于此时组织中αp相含量较高，裂纹在扩大过程中会沿着αp相晶界或者穿过αp相的晶界进行扩大，裂纹扩大蹊径较为平直。当扩大的裂纹遇到βT时，其内部蕴含大量αs相，若裂纹扩大方向与αs相位向相近，则裂纹会沿αs相片层通过，若裂纹扩大方向与αs相位向相差较大，则裂纹会直接穿过αs相形成的α束域，但当裂纹扩大到α束域天堑时会被迫扭转方向，导致裂纹扩大蹊径出现肯定水平的崎岖[36]。当合金经工艺D处置后（图11b），组织中αp相隐没，此时出现拥有大角度晶界的β晶粒成为裂纹扩大的重要阻碍，由于β晶粒尺寸较大，导致裂纹扩大蹊径出现较大的崎岖，甚至出现部门裂纹滞碍，所以裂纹的扩大蹊径总体上沿着β界面进行[37]。同时，由于经单相区退火处置后的组织析出的大量αs相，当裂纹的尖端遇到交错分列的αs相时，会导致裂纹扩大变得不陆续，产生较多的分叉，分散裂纹尖端的应力场强度，随后在裂纹穿过 αs相时，会进一步增长扩大蹊径的崎岖水平，故工艺D的裂纹扩大崎岖水平要大于工艺A。
在双沉退火前提下，别离拔取工艺A′（图11c）和工艺D′（图11d）进行分析，与单沉退火相比力，由于经工艺A′处置后的组织中析出大量细片层αs相，裂纹会更容易的穿过细片层αs相持续扩大，同时，由于细片层αs相的长径比力幼，在变形过程中不会使βT产生较大的扭曲变形，故裂纹扩大蹊径与工艺A相比更为平顺。同时，由于工艺D′的组织中αp相隐没，且析出更多的丛飕层αs相，形成的较多的α束域，扩大裂纹难以穿过较厚的丛飕层αs相，导致其会绕过部门丛飕层αs相持续扩大，从而增长裂纹扩大蹊径崎岖水平，会导致整体裂纹扩大蹊径较为崎岖，进而提高裂纹扩大时所吸收的能量，故工艺D′的裂纹扩大崎岖水平略大于工艺D，且弘远于工艺A′。
综上所述，合金经单沉退火处置后的缺口尖端塑性区域面积总体大于双沉退火，而2种退火工艺中的裂纹扩大蹊径崎岖水平各有分歧，但总体较为靠近。
但由于裂纹萌生阶段亏损的能量是重要的能量，裂纹扩大所必要的能量为次要能量，在二者综合作用下，使得合金经单沉退火处置后的冲击机能较双沉退火要高，且退火温度为两相区的冲击机能较单相区要高。
2.3断口微观描摹
与上文分析维持一致，拔取单沉退火工艺（工艺A、工艺D）与双沉退火工艺（工艺A′、工艺D′）进行合金冲击机能的断口微观描摹分析，图12为经分歧退火工艺处置后的冲击断口微观描摹。合金经工艺A处置后的断口微观描摹如图12a所示，可见断口微观描摹中蕴含大量韧窝（地位H），韧窝呈等轴状且数量较多、深度较深，未见显著扯破棱，此描摹拥有韧性断裂特点，宏观阐发为合金冲击机能优良[38]。等轴状韧窝是以组织中αp相作为微孔形核的主题源，随后陪伴着形核、长大与聚合等过程，使得微观组织中出现裂纹，随后扩散并产生断裂[39]。由于退火温度为两相区时，组织中αp相含量较多且尺寸较大，故导致断口微观描摹中韧窝尺寸较大、深度较深。合金经工艺D处置后（图12b），此时断口微观描摹以岩石状描摹为主，拥有显著扯破棱（地位I），并且有大量较浅的幼韧窝散布在表表，此为脆性断裂描摹特点，宏观阐发为合金拥有较差的冲击机能。这是由于合金经单相区退火处置后，组织中αp相隐没，并出现粗壮的β晶粒，在塑性变形过程中，β晶粒的晶界处易形成浮泛，并会迅速扩大，导致合金塑性大幅度降低。由于此时组织中αp相齐全隐没，在塑性变形时，组织中粗壮β晶；崧氏冉斜湫，变形过程中会有微孔形成，随后微孔会不休长大，最后大量微孔接触相连并聚合在断口处形成深度较浅且尺寸较幼的韧窝[40]。在双沉退火前提下，经工艺A′处置处置后的断口微观描摹（图12c）与工艺A大体一致，均是由大量等轴状韧窝组成。经工艺D′处置处置后的断口微观描摹（图12d）中除岩石与幼韧窝描摹表，相迸宗其它退火工艺，其出现较多的浮泛（地位J），这是由于此时组织中析出了大量丛飕层αs相，且形成的α束域较多，当裂纹扩大到该区域时，会使裂纹的扩大蹊径产生偏转，裂纹会沿着α相与β相的晶界接壤地位扩大，此时微孔洞会在界面处萌生，最终形成浮泛。与此同时，在4种工艺的断口微观描摹中均出现二次裂纹（地位K），这是由于合金经过分歧的退火工艺处置后，组织中均会析出大量的αs相，当裂纹与αs相相遇时，裂纹会出现分枝景象，从而形成二次裂纹，二次裂纹对裂纹的扩大起到抑造作用，会亏损更多的能量，从而提高合金的冲击机能。
3、结论
1）在单沉退火前提下，随着退火温度的升高，组织中αp相的含量逐步减幼并析出αs相，当退火温度超过相转变温度后，组织中αp相齐全隐没，并析出在大量αs相。在双沉退火前提下，组织中αp相无显著变动，αs相的描摹重要有2种状态，1种为丛飕层αs相，另1种为细片层αs相。
2）在单沉退火前提下，随着退火温度的升高，合金冲击机能不休降落，合金经工艺A处置后，冲击机能最佳，此时冲击吸收功为31.5J，冲击韧性为39J/cm2。在双沉退火前提下，其冲击机能变动趋向与单沉退火一致，合金经工艺A′处置后，冲击机能最佳，此时冲击吸收功为25.5J，冲击韧性为32.5J/cm2。
3）在单沉与双沉退火2种工艺下，断口微观描摹中均出现二次裂纹。当退火温度位于两相区时，断口微观描摹重要由等轴状韧窝组成，当退火温度位于单相区时，断口微观描摹以岩石状描摹为主，拥有显著扯破棱，并且有大量较浅的幼韧窝散布在表表，经工艺D′处置后的断口微观描摹中出现较多的浮泛。
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