亚稳β型钛合金由于拥有塑性好、强度高、深淬透性和高断裂韧性等特点 ，并拥有高的时效强化效应以及优良的强度韧性匹配 ，成为超高强韧钛合金的梦想选择[1?3]。目前 ，超高强韧钛合金成为新型钛合金开发和利用钻研的沉点方向 ，更是国内表沉点关注和优先发展的新型军用先进资料 ，在航空航天、船舶、刀兵、海上钻井设备以及表科植入等领域获得了宽泛利用[4?8] ，且用量和利用领域均有不休增长的趋向。
亚稳β型钛合金的显微组织结构由其所经历的加工过程和热处置状态决定 ，扭转其热处置工艺 ，如固溶温度、冷却速度、时效工艺等[9?12] ，能够在较大领域内调整合金的力学机能 ，实现分歧强度、塑性和韧性水平的匹配。其中 ，固溶处置后的冷却过程是亚稳β型钛合金最沉要的环节之一 ，基于分歧的固溶冷却速度 ，β相可能直接析出α相 ，也可能分化为中央过渡相ω相、β?相及α?相称[13?14]。因而 ，在合金成分肯定的情况下, 钛合金在冷却过程中的相转变重要取决于冷却速度 ，室温下钛合金组织中相的描摹、散布、尺寸和类型也同样取决于冷却速度。郭伟等[15]钻研了BT14合金在热处置中分歧冷却方式前提下所产生的微观组织演变及力学机能变动法规 ，发现当冷却速度较慢时 ，初生α相显著长大 ，微观组织由双态组织转变为等轴组织 ，冷却速度较快时 ，初生α相呈长条和等轴状混合散布 ，次生α相来不及析出 ，以马氏体α?大局析出 ，在随后的时效过程中转变为尺寸极藐幼的次生α相。彭聪等[16]钻研了冷却速度对含 Cu 钛合金显微组织和机能的影响 ，发现合金经两相区固溶水淬后 ，组织中存在正交α?相 ，其硬度和屈服强度显著降低；该合金在单相区固溶水淬后 ，组织中存在针状α′相 ，其硬度和抗拉强度最高 ，但塑性最差；合金在炉冷时由于初生α相的尺寸和体积分数最大 ，所以塑性最好。
TB17钛合金是中国航发北京航空资料钻研院研造的一种拥有自主知识产权的飞机结构用新型超高强韧钛合金 ，其名义成分为 Ti-6.5Mo-2.5Cr-2V-2Nb-1Sn-1Zr-4Al。该合金通过调整热处置工艺 ，能够实现超高强度(Rm≥1350 MPa)?塑性(A≥6%)?韧性(KIC≥50 MPa?m1/2)的匹配 ，可利用于新一代飞机拥有高减沉、高承载和高寿命要求的承力构件或承力螺栓紧固件等部位[17]。目前对该合金的钻研重要集中在亚稳β晶粒变形机造[18]、等温时效[19]、动态再结晶行为[20]、高温热变形行为[21]钻研等方面 ，鲜有关于该合金在分歧冷却速度下组织和机能的钻研报路。本文对比钻研了分歧冷却速度(水冷、风冷、空冷和炉冷)对TB17钛合金固溶态和固溶时效态的相组成、显微组织、室温拉伸机能和断裂韧度的影响 ，为其造订合理的热处置工艺参数提供数据支持 ，拥有较高的工程化利用领导意思。
1、 尝试
尝试资料选用经三次真空自耗电弧熔炼后的TB17钛合金铸锭 ，后经单相区开坯、两相区反复墩拔铸造和准β锻成120 mm×350 mm×600 mm的锻坯。其显微组织为典型的网篮组织 ，锻坯在准β铸造后的冷却过程中 ，析出了纵横交错的片层状α相 ，其尺寸均在50~100 nm之间 ，呈编织状均匀散布在基体上 ，如图1所示。选取金相法测得该合金相变点在848 ℃左近。
选取线切割的步骤从TB17钛合金锻坯上截取满足显微组织分析、拉伸机能和断裂韧度(T?L向)测试所需的试样尺寸 ，随后将试样别离放入马弗炉(±3 ℃)中进行 ，依照表1所示的热处置工艺进行热处置。
选取 Sigma 300 场发射扫描电子显微镜进行显微组织观察。样品用自动抛光机抛光 ，而后在V(HF)∶V(HNO3)∶V(H2O)=10∶7∶83 的侵蚀液中进行侵蚀处置；室温拉伸机能按GB/T 228.1—2010尺度测试 ，选取工作区直径为5 mm的R7圆棒形试样 ，拉伸试验在INSTRON 5887 拉伸试验机上进行。断裂韧度按GB/T 4161—2007尺度测试 ，试样厚度为25 mm ，在MTS 810 液压伺服委顿试验机上进行试验；选取 D/Max 2500 型 X 射线衍射仪测定合金在分歧冷却速度下的相组成；显微组织定量分析在Image-pro Plus 6.0图像分析软件上进行；断裂韧度试验实现后 ，选取Sigma 300 场发射扫描电子显微镜对断裂韧度断口进行观察和断裂机造分析。
2 、了局与会商
2.1 TB17钛合金固溶状态下的组织和机能
2.1.1 固溶状态下的显微组织特点
TB17钛合金以分歧的冷却速度(水冷(WQ)、风冷(WC)、空冷(AC)和炉冷(FC))进行固溶处置 ，其显微组织如图2所示。由图2能够看出 ，TB17钛合金经分歧冷却速度冷却到室温后 ，其显微组织均由残存β相以及其上散布的尺寸不一的片层状α相组成 ，但其片层状α相的含量和宽度各不一样。TB17钛合金在固溶处置过程中 ，其网篮状散布的片层状α相不休向β相转变 ，其尺寸不休减幼 ，数量逐步削减 ，最终获得了不变状态的α+β两相组织状态；在随后以分歧的冷却速度冷却过程中 ，随着温度的降落 ，其β相基体中不休析出α相 ，同时在固溶处置过程中未转变的片层状α相也不休变粗变长。当冷却速度较快(WQ、WC)时 ，α相没有足够的功夫从基体β相中齐全析出 ，只获得了少量的片层状α相(见图2(a)和(b))；当冷却速度减慢且选取AC时 ，能够显著看出在β相基体析出α相的地位更多(见图2(c))。由于选取尺度拉伸试样进行试验 ，且 TB17钛合金拥有优良的淬透性 ，因而空冷试样在冷却过程析出的α相并没有显著多于冷却速度较快(WQ、WC)的试样；当冷却速度为 FC 时 ，由于冷却速度较慢 ，能够显著看出在β相基体上析出了大量的丛飕层状α相(见图2(d))。
选取Image-pro Plus 6.0 图像分析软件分析了TB17钛合金经分歧冷却速度冷却到室温后片层状初生α相的含量 ，如图 3 所示。由图 3 能够看出 ，当冷却速度为WQ和WC时 ，其片层状初生α相的含量(体积分数)别离为 5.85% 和 6.25%；当冷却速度为 AC时 ，其片层状初生α相的含量增长到了8.18% ，别离比 WQ 和 WC 时α相的含量相对提高了28.48%和23.59%；当冷却速度为FC时 ，其片层状初生α相的含量增长到了 38.91% ，远远高于 AC时α相的含量。
2.1.2 固溶状态下的相组成
TB17钛合金作为一种亚稳β型钛合金 ，其所含β不变动元素的量能够使马氏体转变点降至室温。为此 ，将TB17钛合金经分歧冷却速度冷却到室温后的试样进行了 X 射线衍射分析 ，其 XRD 谱如图4所示。由图4能够看出 ，TB17钛合金经分歧冷却速度冷却到室温后 ，其相组成均由β相和α相组成 ，这注明 TB17钛合金即便在急剧冷却(WQ、WC))的前提下 ，也仅产生了β→α相变 ，未产生β→ω 相变和β→α″等相变。同时 ，在 WQ、WC、AC的前提下 ，其α相衍射峰的相对强度均较弱；在FC前提下 ，其β相衍射峰的相对强度显著变弱 ，而α相衍射峰不仅地位增多 ，同时其相对强度显著变强。这与TB17钛合金在分歧冷却速度冷却后片层状α相的含量相一致(见图3)。
2.1.3 固溶状态下的室温拉伸机能
TB17钛合金以分歧的冷却速度(WQ、WC、AC和FC)进行固溶处置后的室温拉伸机能如图5所示。由图5能够看出 ，随着冷却速度的降低(由WQ到FC) ，其抗拉强度和屈服强度出现逐步增长的趋向 ，而伸长率和断面收缩率则出现先降低后升高的趋向。当冷却速度为WQ时 ，由于在β相基体上仅析出了少量片层状α相 ，无淬火ω相变和马氏体α″相析出 ，因而该冷却前提下保留了大量的残存β相。由于β相为体心立方晶格结构 ，在理论上有12个滑移系(6个滑移面 ，2个滑移方向) ，因而从能量的角度来说 ，这些原子高度密排的晶面和晶向最有利于塑性变形中的位错活动。当冷却速度为 WQ时 ，TB17钛合金的拉伸强度较低 ，其抗拉强度和屈服强度别离为843 MPa和718 MPa ，而拉伸塑性较好 ，其伸长率和断面收缩率别离为 13.6% 和32.3%。当冷却速度降低到 WC 和 AC时 ，相对于WQ而言 ，其合金在冷却过程中的原子扩散相对丰裕 ，析出的片层状α相较多 ，增长了α/β相界面 ，因而在塑性变形时 ，位错在滑移系活动时受到的阻力显著增长 ，合金的拉伸强度提高 ，而拉伸塑性降低显著[22]。
相对于冷却速度为 WC 时而言 ，固然合金在AC时的拉伸强杜仔所降低 ，拉伸塑性升高 ，但其变动并不是很显著 ，如抗拉强度仅降低了 13 MPa(WC ，904 MPa；AC ，891 MPa) ，伸长率提高了1.3%( WC ，6.0%；AC ，7.3%)。当冷却速度为 FC时 ，合金在高温阶段下的功夫较长 ，原子扩散更为充分 ，获得的片层状α相的尺寸较为粗壮(见图2(d)) ，且析出的片层状α相含量最高。由于片层状α相粗化 ，其片层α相尺寸由AC时的0.2~0.3 μm增大到 FC 时的 1.0~3.0 μm ，其析出强化的成效大大减弱 ，因而其拉伸塑性获得了显著的提高 ，伸长率和断面收缩率别离提高到了 19.6% 和 54.7%；同时由于 FC 时片层状α相的析出量达到 AC时的 4.75倍 ，片层状α相的增长显著故障了塑性变形时位错的活动 ，两者共同作用使得合金在FC时获得了最高的拉伸强度 ，其抗拉强度和屈服强度别离达到了970 MPa和896 MPa。
2.2 TB17钛合金固溶时效状态下的组织和机能
2.2.1 固溶时效状态下的显微组织特点
TB17钛合金以分歧的冷却速度(WQ、WC、AC和 FC)冷却到室温 ，再经(580 ℃, 480 min, AC)等温时效后的显微组织如图6所示。由图6能够看出 ，TB17钛合金经固溶时效后 ，其显微组织均由丛飕状初生α相、残存β相以及其上弥散散布的细片层状α相组成 ，但由于合金在固溶处置后的冷却速度分歧 ，以至在时效过程中析出的细片层状α相的大幼和状态各不一样。TB17钛合金在等温时效过程中 ，其过鼓和固溶体味产生分化 ，形成不变的α相。当固态冷却速度较快时(WQ、WC) ，合金在等温时效过程中析出的大量片层状α相呈细针状的状态弥散散布在β基体上 ，其针状片层长度可达0.5~2 μm ，但针状片层厚度仅为20~50 nm ，以约莫60°的夹角交叉散布(见图6(a)和(b))；当固溶冷却速度为AC时 ，合金在β基体上析出的细片层状α相的厚度显著加大 ，但其片层长度显著降落 ，出现短棒状或盘状结构 ，长径比减幼 ，其片层长度约莫为 0.5~1 μm ，片层厚度约为50~100 nm ，以60°~90°的夹角交叉散布(见图6(c))；当固溶冷却速度为FC)时 ，由于在固溶冷却过程中析出了大量丛飕层α相 ，因而在随后的等温时效过程中 ，仅仅在残存β相上析出了极少量的α相 ，出现点状或片状散布在β基体上 ，如图6(d)所示。因而 ，TB17钛合金在等温时效过程中 ，时效α相出现析出→形核→长大过程 ，随着固溶冷却速度由WQ减缓为AC时 ，时效α相由细针状逐步转变为短棒状。
2.2.2 固溶时效状态下的室温拉伸机能
TB17钛合金以分歧的冷却速度(WQ、WC、AC和 FC)冷却到室温 ，再经(580 ℃, 480 min, AC)等温时效后的室温拉伸机能如图7所示。由图7能够看出 ，随着冷却速度的降低(由 WQ 到 FC) ，TB17钛合金的抗拉强度和屈服强度出现逐步减幼的趋向 ，而伸长率和断面收缩率则出现逐步升高的趋向。当冷却速度为WQ和AC时 ，由于合金在等温时效过程中析出了大量弥散散布的细针状α相 ，使得其拉伸强度获得了显著的提高 ，其抗拉强度别离达到了1427 MPa和1442 MPa ，相对于固溶处置时 ，别离提高了584 MPa和538 MPa。因而 ，TB17钛合金在等温时效过程中析出细针状α相是该合金重要的强化成分 ，其物理性质是弥散析出的细针状α相及其应力场与位错活动之间的交互作用；细针状α相的弥散析出使合金显微组织中形成炼多的α/β界面 ，故障了位错的滑移 ，减幼了位错的有效滑移长度 ，从而对拉伸强度起到了显著提高的作用[23]。
当冷却速度为AC时 ，TB17钛合金在等温时效时析出的时效α相由细针状α相转变为短棒状 ，其片层厚度显著变厚。因而 ，合金的时效强化成效相对减弱 ，其抗拉强度降低为1388 MPa ，相迸宗WC时的抗拉强度降低了54 MPa ，相对于AC时固溶处置后的抗拉强度则提高了497 MPa ，同样获得了很好的强化成效。而在拉伸塑性方面 ，冷却速度为AC时 ，合金的伸长率达到了4.4% ，相迸宗冷却速度为 WC 时的伸长率 2.6% ，提高了 1.8% ，获得了显著的提高。当冷却速度为FC时 ，由于仅析出了极少量的α相 ，合金的拉伸机能变动不显著 ，相对于固溶处置时 ，其抗拉强度仅提高了 23 MPa ，伸长率则降低了 0.6%。因而 ，对于 TB17钛合金而言 ，固溶处置后选取FC方式冷却无法获得足够的时效强化成效 ，在工程利用中必要慎沉思考。
2.2.3 固溶时效状态下的断裂韧度
TB17钛合金以分歧的冷却速度(WQ、WC、AC和 FC)冷却到室温 ，再经(580 ℃, 480 min, AC)等温时效后的断裂韧度如图 8 所示。由图 8 能够看出 ，随着冷却速度的降低(由 WQ 到 FC) ，TB17钛合金的断裂韧度出现逐步增大的趋向 ，断裂韧度 由 WQ 时 的 57.89 MPa ? m1/2 提 高 到 AC时 的70.46 MPa?m1/2 ，尤其是在FC状态下 ，其断裂韧度获得了显著的提高 ，达到了148.06 MPa?m1/2。BRUN等[24]的钻研批注 ，钛合金中的断裂韧度取决于其显微组织特点 ，通常情况下 ，等轴初生α相的体积分析越高 ，越有利于钛合金拉伸塑性的提高 ，同时等轴初生α相能够加强合金抗裂纹萌生的能力；而片层α相体积分数的增长 ，能够显著加强合金抗裂纹扩大的能力 ，更有利于其断裂韧度的提高 ，这是由于钛合金的断裂韧度往往与裂纹扩大蹊径和崎岖程杜仔关。在钛合金资猜中 ，由于α/β相界面的结合能较弱 ，当裂纹由萌生演化为裂纹扩大时 ，其裂纹扩大的蹊径通常沿α/β相的界面进行；当裂纹扩大方向与α/β相界面方向趋于一致时 ，裂纹往往沿α/β相界面方向扩大；当裂纹扩大方向与α/β相界面方向不一致时 ，裂纹将产生滞碍效应或被迫扭转扩大方向 ，从而引起裂纹产生偏折和分叉 ，增长了裂纹扩大的总长度 ，从而亏损更多的能量[25?28]。
α片层的宽度也是决定合金断裂韧性的沉要成分 ，合金断裂的过程蕴含浮泛在裂纹尖端的形成及浮泛衔接汇入主裂纹的过程[29]；浮泛往往在α/β相界面上形成 ，而这个过程受α片层宽度的节造 ，宽α片层裂纹尖端的浮泛形成所必要的应力强度要大于细α片层裂纹尖端的浮泛形成所必要的应力强度；若α片层断裂所需的能量大于绕过α集束的能量 ，裂纹则向集束方向偏转[30]；α片层宽度的增长也能够有效阻止裂纹直线扩大 ，使裂纹产生较大的偏转 ，从而亏损较多能量 ，使合金拥有更高的断裂韧性。
同时 ，与大无数金属资料类似 ，钛合金的断裂韧性与强度的有关性具体阐发为：断裂韧性和屈服强度根基以KIC?1/σy的大局呈反有关关系[31]。JATA等[32]也曾从理论推导得到断裂韧性与强度之间的关系 ，直接或间接反映了断裂韧性与裂纹尖端塑性区的关系。在单向加载过程中 ，屈服强度越大 ，塑性区尺寸就越幼。因而 ，资料断裂韧性随屈服强度的升高而降低的原因是：屈服强度的升高减幼了资料所能接受的导致失效载荷的区域 ，并导致所能接受最大载荷的减幼[33]。
在本文试验中 ，TB17钛合金的固溶冷却速度由 WQ 逐步减幼到 FC 时 ，其在固溶冷却过程中析出的片层状α相逐步增多 ，且α片层的宽度也存在逐步加宽的趋向(见图6) ，同时在时效过程中析出α相由细针状逐步转变为短棒状 ，两者的共同作用使得TB17钛合金的断裂韧度随着冷却速度的降低而逐步增大。
2.3 断口分析
TB17钛合金以分歧的冷却速度进行固溶处置并在580 ℃等温时效8 h后的断裂韧度如图8所示。由图 8 能够看出 ，随着冷却速度的降低(由 WQ 到FC) ，TB17钛合金的断裂韧度出现逐步增大的趋向 ，但冷却速度为FC时的断裂韧度要远远高于其他冷却速度时的断裂韧度。为此 ，本文拔取 TB17钛合金别离在AC和FC时的断裂韧度试样进行了断口分析。
TB17钛合金在冷却速度为AC时的断口特点如图9所示。由图9能够看出 ，TB17钛合金的宏观断口较为粗糙(见图 9(a))。粗糙的断口有利于增长裂纹扩大蹊径的崎岖性 ，在裂纹扩大过程中能够吸收更多的能量 ，从而提高其断裂韧性。图9(b)所示为预造裂纹区与扩大区接壤处的断口微观描摹 ，断口表表呈纤维状 ，边缘剪切唇藐幼。从预造裂纹区起头 ，断面可见类似舌状凸起 ，出现大量尺寸不一的韧窝特点(见图 9(c)) ，可见二次裂纹。断面部门韧窝呈筏排状分列 ，断裂以韧性断裂为主 ，扯破棱不显著 ，部门可见较为平坦的断面 ，表表为浅韧窝(见图9(d))。
TB17钛合金在冷却速度为FC时的断口特点如图 10 所示。相迸宗冷却速度为 AC时 ，FC 时的冷却过程极为缓慢 ，因而合金的断口描摹与AC时合金的断口描摹有显著的差距。由图10(a)能够看出 ，合金的宏观断口表表升沉水平显著增长 ，批注裂纹扩大崎岖度提高 ，裂纹扩大做功增长 ，使得影响断裂韧性的表部成分加强。图 10(b)所示为预造裂纹区与扩大区接壤处的断口微观描摹 ，断口表表呈纤维状 ，可见扩大棱线 ，边缘剪切唇宽大。从预造裂纹区起头 ，断面微观升沉不大 ，微观断口表表出现大量大幼不一的韧窝(见图 10(c)) ，以韧性断裂为主 ，韧窝周围的扯破棱显著加深 ，解理刻面削减；在扩大区能够观察到有分歧档次的断裂平面互订交汇(见图10(d)) ，没有看到条形韧窝 ，这些特点都批注合金韧性值较高。
3 、结论
1) TB17钛合金以分歧冷却速度(水冷(WQ)、风冷(WC)、空冷(AC)和炉冷(FC))进行固溶处置后 ，其显微组织均由残存β相以及其上散布的尺寸不一的片层状α相组成。随着冷却速度的降低(由水冷到炉冷) ，其片层状初生α相的含量逐步增长 ，使得其拉伸强度出现逐步增大的趋向 ，而拉伸塑性则先降低后升高。
2) 分歧冷却速度下的XRD谱批注 ，TB17钛合金即便在急剧冷却(水冷、风冷)的前提下 ，也仅产生了β→α相变 ，未产生β→ω相变和β→α″等相变。
3) 经固溶时效处置后 ，分歧冷却速度下 TB17钛合金的显微组织均由丛飕状初生α相、残存β相以及其上弥散散布的细片层状α相组成。随着冷却速度的降低 ，时效α相由细针状逐步转变为短棒状 ，使得其抗拉强度和屈服强度出现逐步减幼的趋向 ，而伸长率和断面收缩率则出现逐步升高的趋向。
4) 随着冷却速度的降低 ，TB17钛合金在固溶冷却过程中析出的片层状α相逐步增多 ，且α片层的宽度也存在逐步加宽的趋向 ，同时在时效过程中析出的α相由细针状逐步转变为短棒状 ，使得TB17钛合金的断裂韧度随着冷却速度的降低出现逐步增大的趋向 ，尤其是炉冷的断裂韧度达到了148.06 MPa?m1/2。
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