钛合金拥有比强度高、抗委顿性好、抗蚀机能优异、耐高温、无磁无毒、弹性模量低等特点，被宽泛地利用于航空航天、海洋工程、生物医用等领域，享有“太空金属”和“海洋金属”的美誉[1?5]。钛合金最早的大规模利用于航空航天领域，目前已经发展成为航空航天飞行器的重要结构资料之一，随着新一代航空航天飞行器向着高速?大型?结构复杂?低燃油的方向发展，在设计中要求使用综合机能优异的轻质资料。
β 型钛合金易铸造，冷热加工机能优良，与其他两类钛合金相比拥有最高的比强度，在航空航天用大型锻件有着辽阔的利用远景[6?8]。在现实的出产使用过程中，β 钛合金仍存在着很多问题，一方面，合金中含有大量的合金元素，在熔炼过程中，易出现元素的偏析，尤其是 Fe 元素的偏析形成的“β 斑”，这种“β斑”还可能在铸造和热处置过程中产生，严重影响着合金组织机能[9]；；；另一方面，高价的 Mo、V 等元素使得合金的出产成本增长，高浓度的合金元素也给合金的机加工带来了肯定的难题。只管 β 钛合金的强度很 高，但其塑性较低，断裂韧性值普遍低于 α+β 型钛合金[10?11]，合金的强韧性匹配较差，很多合金只能满足超高强钛合金[12]的尺度而无法达到高强高韧钛合金的尺度[13]。
钛合金的组织机能与加工工艺之间有着亲昵的联系，通过分歧的热机械处置能显著提高合金的机能[14?15]。王涛等[16]对 TG6 合金热模锻件的钻研发现，形变过程中 β→α 相变和微区变形的不均匀会导致合金锻件组织的不均匀性，且这种组织的不均匀性不能通过热处置制度被彻底解除。费跃等[17]钻研了分歧铸造工艺对 Ti-Al-Mo-Cr-Zr 系钛合金组织和机能的影响，了局批注合金经两相区铸造后获得双态组织，合金的强度和塑性较高，断裂韧性较低；；；通过准 β 铸造可获得网篮组织，合金的强度和塑性较低，断裂韧性较高。XU 等[18]发现，Beta C 合金在动态结晶区变形后，可通过适当的热处置工艺对组织进行优化。李东等[19]对 Ti-Al-Fe-V-Cr-Zr 系合金的钻研批注，合金在两相区铸造后，经(790 ℃，1 h，AC)+(550 ℃，2 h，AC)固溶时效处置，抗拉强度和伸长率别离为 1273 MPa和 11.0%，断裂韧性达 83.8 MPa?m1/2，拥有优良的强韧性匹配。本文作者钻研了 Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Nb-Fe系新型钛合金 d 180 mm 锻棒的组织机能，分析会商了热处置工艺对 d 180 mm 锻棒边部、1/2R 和心部组织机能的影响，为该合金在航空航天大型锻件的出产利用提供肯定的参考。
1 、尝试
尝试资料为自主研发的 Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Nb-Fe系新型钛合金[20]，选取真空自耗电弧炉进行 3 次熔炼获得 50 kg 的铸锭，其头部和底部的化学成分见表 1。
由 β 不变系数 Kβ 和钼当量推算公式[21]，确定该合金的Kβ=1.33，[Mo]eq=14.2，为近 β 型钛合金。通过推算法确定该合金的相变点为 780 ℃。d 350 mm 的原始铸锭在两相区共进行 7 火次铸造，始锻温度 1150 ℃，终锻温度 740 ℃，每火次均进行两墩两拨，锻后空冷，最终获得 d 180 mm 的锻棒。
从尝试用锻棒的边部、1/2R、心部门别切取金相、室温拉伸、平面应变断裂韧度试样，并进行固溶时效热处置，具体的热处置制度图 1 所示。金相试样经机械研磨、抛光、侵蚀后，别离在 OLYMPUS PMG3 颠倒式显微镜和 JSM?6390 扫描电镜上进行观察分析。
固溶态试样的侵蚀剂溶液配比为 V(HF):V(HNO3):V(H2O)=2:1:7，时效态试样的侵蚀剂溶液配比为 V(HF):V(HNO3):V(H2O)=1:3:6。利用 401MVD 显微硬度测试仪对试样进行显微硬度测试。依照 GB/T228?2002《金属资料室温拉伸试验步骤》在 INSTRON1185 全能拉伸试验机上进行力学机能的测试，选用标距 25 mm，直径 5 mm 的尺度试样。依照 GB/T4161?2007《金属材 料 平 面 应 变 断 裂 韧 度KIC 试 验 方 法 》 在INSTRON1185 全能拉伸试验机上进行平面应变断裂韧度试验，选用厚度为 12.5 mm 的缩比样品。
2、 了局与分析
2.1 锻态显微组织及硬度散布
图 2 所示为合金经两相区铸造空冷后的显微组织及硬度散布：：：辖鹬 3 个分歧地位的组织均为初生 α相(αp)和 β 相。其中，边部和心部的 αp 呈等轴状，均匀散布在 β 基体上；；；1/2R 处的 αp 呈等轴状和长条状，散布不均。原始铸锭经两相区多火次、大变形量铸造后，β 晶粒已充分破碎，组织中已看不见 β 晶界。由图 2(d)可知，合金经两相区铸造后边部和心部的硬度高于 1/2R 处的硬度，但差值不是很大，这可能与合金组织中初生 α 相的状态不均有关。
2.2 热处置后合金的显微组织及硬度散布
图 3 所示为合金经(750 ℃、0.5 h、AC)固溶处置后的显微组织。由于合金的加热温度低于相变点，组织中无相变行为产生，合金的组织为初生 α 相和 β 相。对比合金的锻态组织(见图 2)，合金经 750 ℃固溶处置后的组织更均匀，初生 α 相的体积分数也略有降低：：：辖鸨卟亢 1/2R 处的初生 α 相呈等轴状，心部的初生α 相呈等轴状和长条状。图 4 所示为合金经(800 ℃，0.5 h，AC)固溶处置后的显微组织。当固溶温度高于相变温度时，合金产生了 α→β 转变，组织由单一的 β 相组成：：：辖鸨卟孔橹械 β 晶粒产生了齐全再结晶，天生齐全平直的晶界，β 晶粒的均匀尺寸约为 165 μm；；；1/2R 处组织则阐发为部门再结晶景象：：：产生齐全再结晶的 β 晶粒拥有齐全的 β 晶界，均匀晶粒尺寸为 100 μm，未产生再结晶的 β 相仍旧为变形组织，无显著的 β 晶界；；；心部组织中只有少数的 β 晶粒产生了再结晶：：：辖 3 个地位的 β 晶粒产生了分歧的再结晶景象，这可能与合金在铸造过程中理论诚意部加热的不均匀而导致原始组织的分歧有关。
图 5 所示为合金经(750 ℃，0.5 h，AC)+(510 ℃，8 h，AC)固溶时效处置后的显微组织。大量藐小的次生 α 相密集地析出于 β 基体上，通过光学显微镜已无法分辨析出相的尺寸和描摹。图 5(a)中出现了大面积的白色析出析出区域，ZENG 等[22]的钻研批注，这种不均匀的白色区域为“β 斑”，往往在合金的时效过程中容易出现，重要由合金元素的偏聚造成，且这种“β斑”不利于合金最终的使用机能：：：辖 1/2R 和心部组织中“β 斑”景象不显著，次生 α 相的析出较为均匀。
图 6 所示为合金经(800 ℃，0.5 h，AC)+(510 ℃，8 h，AC)固溶时效处置后的显微组织。相比于图 5，合金在 800 ℃固溶后经时效处置，次生 α 相的体积分数显著增大，这是由于合金经 750 ℃固溶处置后，组织中含有的初生 α 相在肯定水平上制约了次生 α 相的析出，而合金经 800 ℃固溶处置后，组织中无初生 α相，次生 α 相得到充分析出[23]。从次生 α 相的析出情况来看，合金边部组织中次生 α 相的析出较均匀，1/2R和心部的次生 α 相析出不均匀，这种组织的不均匀性可能与合金在固处置后 β 晶粒的再结晶水平有关。由图 4 可知，边部组织的 β 晶粒产生了齐全再结晶，晶粒内部的缺点较少，次生 α 相能够均匀形核和成长，形成均匀的析出个性；；；在 1/2R 和心部的组织中，未再结晶的 β 相为高缺点密度的变形基体，使得次生 α 相容易在缺点较多的处所形核[24]，最终形成了不均匀的析出个性：：：辖鹁倘苁毙Тχ煤蟮 SEM 像如图 7 所示。
从图 7(a)可看出，合金经 750 ℃固溶+(510 ℃，8 h)时效处置后组织中含有少量的初生 α 相呈等轴状散布在β 晶界处，均匀尺寸为 2 μm，体积分数约为 7%；；；针状次生 α 相以相互平行或呈肯定角度的大局密集地在β 基体上析出，均匀尺寸为 1 μm：：：辖鹁 800 ℃固溶+(510 ℃，8 h)时效处置后组织中无初生 α 相(见图7(b))，次生 α 相的析出阐发出不均匀性：：：晶界左近的次生 α 相尺寸较为藐小，均匀尺寸为 0.4 μm，相互纵横交错；；；晶内的次生 α 相尺寸较大，均匀尺寸为 1 μm，约呈 60°夹角互订交错。
图 8 所示为合金在分歧热处置制度下的硬度散布情况：：：辖鹁倘艽χ煤，组织中未有次生 α 相析出，软相的初生 α 相无法起到析出强化的成效；；；合金经固溶时效处置后，组织中大量藐小的次生 α 相拥有显著的强化成效，因而，固溶态合金的显微硬度值约为270HV，要显著低于时效态合金 400HV 左右的显微硬度值。图 8(a)批注，合金经 750 ℃固溶后的显微硬度要高于 800 ℃固溶处置后的显微硬度，这是由于合金在 750 ℃固溶后，组织中残留的部门初生 α 相能对 β晶界起到钉扎作用，在肯定水平上制约 β 晶粒的长大， 故障位错的滑移[25]，合金经 800 ℃固溶后，由于组织中无初生 α 相，β 晶粒的长大不受制约，位错容易在晶界处开动。在一样的时效前提下，合金经 750 ℃固溶后的显微硬度低于 800 ℃固溶处置后的显微硬度(见图 8(b))，这重要于次生 α 相的析出个性有关。由图 7 可知，合金在 750 ℃固溶后经时效处置，组织中含有少量的初生 α 相，相比于次生 α 相，这种软相的初生 α 相对合金的显微硬度贡献较小。另一方面，在一样的时效前提下，合金经 800 ℃固溶+时效处置后次生 α 相的体积分数更多，尺寸也更小，这种析出特 性有利于提高合金的显微硬度。
2.3 力学机能
合金经分歧热处置后的力学机能如表 2 所列。在统一种热处置参数下，合金中 3 个地位的力学机能分歧，显然这与组织的不均匀性有关：：：辖鹁(750 ℃，0.5 h，AC)+(510 ℃，8 h，AC)处置后，心部的抗拉强度最大，为 1389 MPa，1/2R 处的次之，边部的抗拉强度(Rm)仅为 1294 MPa，屈服强度(Rp0.2)与抗拉强度的变动法规相一致，伸长率(A)和断裂韧性的变动情况则与抗拉强度的相反。由图 5 可知，心部组织中次生 α相的含量最多，析出最均匀，1/2R 和边部的析出较为不均匀，存在“β 斑”景象，次生 α 相的含量也少于心部次生 α 相的含量，因而心部的强度最大：：：辖鹁(800 ℃，0.5 h，AC)+(510 ℃，8 h，AC)处置后强度的变动情况与上述情况略有区别，心部的抗拉强度最小，为 1402 MPa，1/2R 处的次之，边部的抗拉强度最大，为 1458 MPa，这是由于在该热处置前提下边部组织中次生 α 相的散布较均匀，体积分数较大，1/2R 和心部组织的析出存在不均匀性(见图 6)。屈服强度与抗拉强度的变动法规维持一致，伸长率和断面收缩率的变动趋向与抗拉强度的相反，值妥贴心的是，断裂韧性值的变动情况与抗拉强度的类似。
从表 2 中可知，合金经(750 ℃，0.5 h，AC)+(510 ℃，8 h，AC)处置后3 个地位的均匀抗拉强度为1340 MPa，经(800 ℃，0.5 h，AC)+(510 ℃，8 h，AC)处置后 3个地位的均匀抗拉强度为 1445 MPa，造成两者巨细不等的原因重要与次生 α 相的析出个性有关：：：前者析出的次生 α 相的体积分数小，尺寸大，后者析出的次生α 相体积分数大，尺寸小(见图 7)，前者的时效强化成效小于后者的：：：辖鹁 750 ℃+(510 ℃，8 h)的组织中还存在少量的初生 α 相，其强化成效要远低于次生 α相的：：：辖鹁 750 ℃+(510 ℃，8 h)处置后 3 个地位的均匀断裂韧性值为59.1 MPa?m1/2，高于800 ℃+(510 ℃，8 h)前提下的 44.5 MPa?m1/2。一方面，初生 α 相增大了裂纹尖端的塑性区尺寸，降低了裂纹扩大速度。另一方面，长宽比力大的针状次生 α 相更容易使裂纹产生偏转，增长裂纹蹊径的崎岖性，提高合金的断裂韧性[26]。因而，在一样的时效前提下，合金经 800 ℃固溶+时效处置后的强度更大，750 ℃固溶+时效处置后的断裂韧性更高。
2.4 断口描摹
通常，β 钛合金合金的强度和断裂韧性呈反比关系，针对合金在(800 ℃，0.5 h，AC)+(510 ℃，8 h，AC)固溶时效前提下出现的畸形景象，需进一步对该状态下的断口组织进行观察分析：：：辖鹁(800 ℃，0.5h，AC)+(510 ℃，8 h，AC)固溶时效后，利用 image proplus 6.0 软件处置得到合金的裂纹扩大蹊径如图 9 所示。边部的裂纹扩大蹊径固然没有显著的高低升沉，但裂纹蹊径拥有显著的崎岖性；；；1/2R 处的裂纹扩大蹊径有显著的高低升沉，但相比于图 9(b)，裂纹蹊径的崎岖水平不大；；；心部的裂纹扩大蹊径没有显著的高低 升沉，裂纹蹊径也最为平展。裂纹扩大蹊径的崎岖性从肯定水平上反映了合金断裂韧性值的巨细，裂纹扩大蹊径越崎岖，裂纹偏转的越厉害，合金在断裂过程中吸收的能量越多，断裂韧性值越大[27]。因而，合金边部的断裂韧性值最大，1/2R 处的次之，心部的断裂韧性值最小，与表 2 中的了局相一致。
图 10 所示为合金经(800 ℃，0.5 h，AC)+(510 ℃，8 h，AC)固溶时效后的断口组织。对比图 10(a)、(d)和(g)可发现，边部断口的剪切唇面积最小，心部断口的剪切唇面积最大：：：辖 3 个地位的低倍断口扫描组织(见图 10(b)、(e)和(h))均阐发为被拉长的韧窝，在长条状的韧窝中央同化着尺寸较小的等轴状韧窝。3 个地位的韧窝的数量、巨细、深浅水平没有显著的区别，但通过高倍断口扫描组织，发现 3 个地位断口组织之间还是有肯定的差距。图 10(c)中的韧窝尺寸较大，断口理论还存在尺寸较小的次生裂纹；；；图 10(f)中扯破脊的高度显著大于心部组织中的扯破脊。由于边部断口组织中的韧窝尺寸略大于 1/2R 处和心部组织中的韧窝尺寸，且边部组织中还存在次生裂纹，这使得裂纹在扩大过程中必要吸收更多的能量能力使资料产生断裂，因而合金边部的断裂韧性值高于 1/2R 处和心部的断裂韧性值，这于表 2 中的尝试了局相符。
合金在(800 ℃，0.5 h，AC)+(510 ℃，8 h，AC)前提下的断口组织证明合金的断裂韧性出现边部高?心部低的趋向，而合金的强度出现异常景象可能与合金 3 个地位所取的拉伸试样截面处次生 α 相的散布不均匀有关。别的由表 2 中的数据可知，合金在(750 ℃，0.5 h，AC)+(510 ℃，8 h，AC) 固溶时效前提下，3 个地位之间的强度或断裂韧性的差值较大，在(800 ℃，0.5 h，AC)+(510 ℃，8 h，AC) 固溶时效前提下，3个地位之间的强度或断裂韧性的差值较小，结合图 5和图 6，注明合金在相变点上固溶后再经时效处置， 组织的不均匀水平降低，即合金在相变点下固溶后再经时效处置对组织机能的不均匀性产生的影响更大。
3 、结论
1) 直径 180 mm 锻棒边部和心部组织的初生 α 相呈等轴状，1/2R 处的初生 α 相以等轴和长条状两种状态散布在 β 基体上，锻态原始组织存在不均匀性。
2) 合金经 750 ℃固溶后，3 个地位的初生 α 相体积分数削减，散布不均匀；；；经 800 ℃固溶后组织为单一的 β 相，且 β 相产生了分歧水平的再结晶：：：辖鹁750 ℃固溶+(510 ℃，8 h)时效后，大量的针状次生 α相在 β 基体上析出，少量的初生 α 相残留在 β 晶界处，析出相的散布不均匀，边部和 1/2R 组织中出现“β 斑”景象；；；经 800 ℃固溶+(510 ℃，8 h)时效后，1/2R 和心部组织中次生 α 相的析出不均匀，β 晶界左近的次生 α相尺寸更小，散布更密集，晶内的次生 α 相尺寸较大，互成 60°夹角互订交错。
3) 合金经(750 ℃，0.5 h，AC)+(510 ℃，8 h，AC)固溶时效后，强度较低，断裂韧性较高，1/2R 处的力学机能为 Rm=1337 MPa，A=8.5%，KIC=59.8 MPa?m1/2，达到高强高韧钛合金的尺度。
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