Ti60 钛合金是我国自主研发用于航空发起机压气机的近 α 型钛合金，能够用于造作压气机叶片、轮盘、鼓桶以及整体叶盘等关键零部件，可能在 600 ℃下持久不变服役[1-3]。为了提升 Ti60 钛合金高温蠕变、委顿机能以及热不变性，往往选取一系列固溶时效热处置获得梦想的组织和力学机能[4-6]。钛合金通过固溶淬火难以实现强度提升，往往必要进行低温时效，在 β基体中析出藐幼弥散的次生 α 相实现时效强化[7-9]。这是由于钛合金组织中的亚稳 β 相在淬火过程中产生马氏体转变，转变诱发的晶格畸变较幼，导致硬化作用不显著[10,11]。另表，Ti60 等近 α 合金组织中也没有 ω蹬撞脆相析出，因而，只能通过马氏体等温分化形成的藐幼密集的次生 α 相实现时效强化成效[12]。

Lin 等人凭据电子浓度理论分析发现钛合金中增长 Al、Sn、Fe 和 Cr 等元素利于形成六方结构的 α′相，而 Zr、Nb、W、Mo 和 V 等元素则利于形成 α″相，因而 Ti60 合金从 β 转变温度以上冷却至室温过程中易形成 α′相[13,14]。钛合金中 β→α′转变切合 Burgers 关系：(0001)α′//(110)β、][0211α′//[111]β，且惯习面为{334}β，在 α′马氏体内部也会出现层错、位错等缺点[15]。只管 α′马氏体没有直接产生强化作用，但 Matsumoto 等人在钻研 Ti-V 以及 Ti-V-Sn 等合金系时发现，较低 V 含量合金的淬火组织中存在大量的 α′马氏体，这种 α′马氏体组织拥有优良的冷轧变形能力，经过冷轧后的 α′马氏体被充分破碎，形成约 60 nm 大幼的亚结构[16-18]。α′马氏体组织的描摹与结构直接决定了时效过程次生 α 相的形核长大法规，进而影响时效强化成效[19,20]。因而，Matsumoto 等人进一步钻研了 Ti6Al4V 合金的 α′马氏体组织特点及力学机能，发现合金组织中含有少量等轴 α相时冷变形能力可达到 43.3%，进而提升了 Ti6Al4V 合金冷加工机能[18]。对于 Ti60 等近 α 合金，铝当量较高，难以将亚稳 β 相保留至时效温度，因而合金不具备时效强化成效，然而通过固溶热处置能够获得并调控马氏体显微组织结构，一方面能够有效地提升合金室温塑性，另一方面也能间接改善合金的时效强化成效，最终实现合金加工及使用机能的提升。本钻研通过对 Ti60 钛合金别离进行 Tβ+10 ℃(1060 ℃)和 Tβ-10 ℃(1040 ℃)固溶淬火热处置，最终获得全片层和双态 2 种马氏体组织，随后在室温、300 ℃以及 600 ℃ 3 种前提下对 2 种组织进行拉伸机能测试。在分析马氏体组织特点与拉伸机能关系的基础上，探求了初生 α 相对马氏体组织塑性的影响法规，为提升合金的时效强化能力提供援手。

1 、实 验

尝试用 Ti60 钛合金的化学成分如表 1 所示。样品均取自西部超导资料科技股份有限公司出产的 Ф300mm 规格棒材。

首先选取 3 次真空自耗电弧熔炼的铸锭进行开坯铸造，随后在 α+β 相区改锻，最终获得均匀吞吐的锻态组织，如图 1 所示，该组织作为初始态组织。选取金相法测得 Ti60 钛合金的 β 转变温度为 1050 ℃。选取电火花线切割在 Ф300 mm×20 mm 规格棒材的二分之一半径处截取 Φ15 mm×15 mm 圆柱型和 15mm×15 mm×75 mm 方棒样品，如图 2a 所示，随后将2 种样品依照图 2b 进行固溶淬火处置，固溶温度别离为 1060 和 1040 ℃，样品保温 40 min 后水淬至室温。

对圆柱型样品横截面进行精车、粗磨、细磨以及抛光，最后用 Kroll 溶液(HF:HNO3:H₂O=3:10:87)进行金相侵蚀，并在 Olympus GX71 光学显微镜上观察显微组织。

另表，将方棒样品依照图 2 参考 GB/T 228-2002 加工成 Ф6 mm 试样，标距为 30 mm，拉伸速度为 1.2mm/min。

2、 了局与分析

2.1 显微组织分析

图 3a 和 3b 顺次显示了经过 1060 和 1040 ℃固溶淬火处置得到样品的显微组织。与初始锻态组织对比，1060 ℃固溶淬火组织全数由齐全再结晶的大块多边形β 晶粒组织曲线组成，β 晶粒尺寸达到约 800 μm，近似等轴的 α 相已经全数隐没，并且在晶界两侧也没有发现沿晶界析出或以片层大局向晶内成长的 α 相，β 晶粒内部则全数由针状片层组成，一样晶粒内部片层存在肯定交角，片层较长且尺寸相近。凭据钛合金相图可知，在淬火前提下，Ti60 钛合金中过鼓和的 β 相将保留至马氏体转变温度，并以非扩散转变方式天生 α'相，马氏体相形核数量大且与基体维持近似 Burgers关系，因而易形成密集交错的网状结构[21]。1040 ℃固溶淬火组织中保留了约 10%的白色块状初生 α 相，其余由 β 晶粒组织组成，晶粒尺寸约为 400 μm，而保留的初生 α 相则在晶内和晶界同时存在Ｄ芄豢闯，经过 40 min 保温，初生 α 相已经产生球化，并在组织中弥散散布。通常情况下，锻态组织在固溶过程中产生静态再结晶，未溶化的初生 α 相将充任第二相故障晶界迁徙，然而部门初生 α 相已经被包裹在 β 晶粒内部，未能故障晶界迁徙，仅在晶界散布的初生 α 相故障了晶粒长大。初生 α 相对再结晶的影响重要取决于α 相体积分数、尺寸以及与相邻 β 晶粒的位向关系[22]。

2.2 拉伸机能对比

为了钻研初生 α 相对 α'马氏体组织在分歧温度下力学机能的影响，这里别离在室温、300 和 600 ℃下对全α'和 α+α' 2 种固溶组织进行拉伸测试，力学机能如表 2所示Ｄ芄豢闯，与 α+α'组织相比，全 α'马氏体组织在室温、300 和 600 ℃下抗拉强度和屈服强度较高，而延长率和断面收缩率略低，屈强比则与 α+α'组织靠近。

图 4 进一步通过柱状图对比了全 α'和 α+α'组织在分歧温度下的拉伸机能Ｄ芄豢闯，合金的 2 种组织在 300 ℃时的抗拉强度比室温降低约 330 MPa，而600 ℃时抗拉强度仅比 300 ℃时降低约 100 MPa，分歧组织抗拉强度和屈服强度随温度变动法规较为一致。另表，对比图 4a 和 4c 能够发现，α+α'组织室温拉伸强度仅削减约 35 MPa，而延长率提高约 5%，因而，少量等轴化的初生 α 相提升了 α'马氏体组织的变形协调能力，进而使合金获得了更好的强塑性匹配。

图 5a 和 5b 对比了全 α'和 α+α' 2 种组织在分歧温度下拉伸时的工程应力应变曲线，能够看出，随着拉伸温度升高，样品总应变量增长，极限拉伸强度降落。在弹性阶段，2 种组织对应的应力应变变动法规靠近，当拉伸强度达到极限后，只管拉伸温度分歧，但全 α'组织的样品均产生显著的颈缩，随后断裂，而 α+α'组织缓慢达到拉伸极限后断开，没有产生显著的颈缩。

可见揣摩，含有少量的初生 α 相有利于预防颈缩景象，提升了样品在分歧温度下的塑性变形能力。

2.3 断口描摹对比

为了进一步分析初生 α 相对 α'马氏体组织塑性提升的机理，图 6 对 α'和 α+α' 2 种组织在分歧温度下拉伸样品的断口描摹进行对比。图 6a 和 6b 别离显示了全 α'和 α+α'组织在室温下的拉伸断口描摹，能够看出断口组织全数由藐幼的韧窝组成，拥有典型的塑性断裂特点，其中 α+α'组织韧窝尺寸散布不均匀，且凹凸升沉越发显著。这是由于少量的初生 α 相在固溶过程故障 β 晶粒长大，进而增长了晶界面积，故障裂纹扩大，裂纹沿晶界扩大的同时形成几十微米大幼的韧窝，β 晶粒内部的 α'马氏体片层断开后形成几微米的幼韧窝，而全 α'组织晶粒尺寸较大，裂纹沿晶界扩大迅速，晶粒内部 α'马氏体片层也随之急剧断开，形成几微米的幼韧窝，韧窝尺寸藐幼均匀。

当拉伸温度升高至 300 ℃时，图 6c 和 6d 韧窝尺寸增大，全 α'马氏体组织的变动越发显著，这是由于在较高温度下，位错受热激活作用引起更多的滑移系开动，α'马氏体相的变形能力加强，马氏体片层沿拉伸方向进一步伸长，幼韧窝在塑性变形过程中归并形成较大尺寸的韧窝，与之相比，α+α'组织内部韧窝尺寸也越发均匀，只管初生 α 相仍对 β 晶粒有细化作用，但对合金塑性的影响有所减弱。当温度进一步升高至600 ℃时，韧窝尺寸进一步增长，初生 α 相的作用进一步减弱。

3、 结 论

1) Ti60 钛合金在 1060 和 1040 ℃固溶淬火别离得到全 α'和 α+α'马氏体组织，其中 α+α'组织保留约 10%的等轴化初生 α 相，对应的抗拉强度较全 α'组织降低约 35 MPa，而延长率增长约 5%，拥有较好的强度和塑性匹配关系。

2) 全 α'和 α+α' 2 种组织拉伸时均产生塑性断裂，其中全 α'组织在室温拉伸时韧窝尺寸较幼且均匀，而α+α'组织韧窝尺寸大幼差距较大，随着拉伸温度升高，2 种组织断口描摹逐步靠近。

3) α+α'组织中少量的初生 α 相在固溶过程中故障了 β 晶粒长大，进而引起组织细化，通过增长晶界面积故障了裂纹扩大，断口韧窝尺寸增长，进而显著提升室温塑性。随着温度升高，α'马氏体相变形能力得到性质提升，初生 α 相对合金塑性的影响减弱。

参考文件 References

[1] Cai Jianming, Huang Xu, Cao Chunxiao et al. Rare Metal Materials and Engineering[J], 2010, 39(11): 1893

[2] Banerjee D, Williams J C. Acta Mater[J], 2013, 61(3): 844

[3] Zhang Fang(张 方), Chen Jing(陈 静), Xue Lei(薛 蕾) et al.Rare Metal Materials and Engineering(罕见金属资料与工程)[J], 2010, 39(3): 452

[4] Lütjering G. Mater Sci Eng A[J], 1998, 243(1-2): 32

[5] Wang Kaixuan, Zeng Weidong, Zhao Yongqing et al. Rare Metal Materials and Engineering[J], 2010, 39(4): 565

[6] Filip R, Kublak K, Ziaja W et al. J Mater Proc Tech[J], 2003,133(1-2): 84

[7] Ng H P, Douguet E, Bettles C J et al. Mater Sci Eng A[J], 2010,527(26): 7017

[8] Wain N, Hao X J, Ravi G A et al. Mater Sci Eng A[J], 2010,527(29-30): 7673

[9] Dehghan-Manshadi A, Dippenaar R J. Mater Sci Eng A[J],2011, 528(3): 1833

[10] Mantani Y, Kudou K. J Alloy Compd[J], 2013, 577(S1): 448

[11] Neelakantan S, Galindo-Nava E I, San Martin D et al. Mater Sci Eng A[J], 2014, 590: 140

[12] Jing R, Liang S X, Liu C Y et al. Mater Sci Eng A[J], 2013,559: 474

[13] Lin C, Yin G L, Zhao Y Q et al. Mater Chem Phys[J], 2011,125(3): 411

[14] Neelakantan S, Rivera-Diaz-del-Castillo P E J, van der Zwaag S. Scripta Mater[J], 2009, 60(8): 611

[15] Banerjee D, Muraleedharan K, Strudel J L. Philos Mag A[J],1998, 77(2): 299

[16] Sato K, Matsumoto H, Kodaira K et al. J Alloy Compd[J],2010, 506(2): 607

[17] Matsumoto H, Yoneda H, Fabregue D et al. J Alloy Compd[J],2011, 509(6): 2684

[18] Matsumoto H, Yoneda H, Sato K et al. Mater Sci Eng A[J],2011, 528(3): 1512

[19] Sun F, Li J S, Kou H C et al. Rare Metal Materials and Engineering[J], 2015, 44(4): 848

[20] Ahmed T, Rack H J. Mater Sci Eng A[J], 1998, 243(1-2): 206

[21] Stanford N, Bate P S. Mater Sci Forum[J], 2005, 495-497:669

[22] Vo P, Jahazi M, Yue S. Metall Mater Trans A[J], 2008, 39:2965