1、、、媒介

钛及钛合金拥有高比强度、、、抗侵蚀、、、耐高温等诸多优异机能！！Ｋ孀藕娇蘸教、、、海洋工程、、、兵器设备、、、生物医疗、、、石油化工等领域对资料机能需要的不休升高,高强钛合金急剧发展[1-5]！！＝滦皖押辖鹂赏ü呕庸すひ蘸腿却χ霉ひ栈竦酶咔扛呷偷挠乓旎躘6]！！Ｍǔ＝估慷却锏1300MPa、、、延长率达到6%、、、断裂韧性达到50MPa/m2的钛合金称为超高强钛合金[7]！！Ｗ暄信,β晶粒尺寸、、、α片层的长度厚度和晶界α相是影响钛合金强韧性的重要成分,晶内的α片层能够强化β基体,同时耽搁裂纹扩大蹊径,有利于优化合金强韧性 [8]！！Ｂ叫摩辆Ы缁嵊跋旌辖鸬乃苄,但是当晶粒尺寸大于裂纹尖端塑性区时则不会影响合金的韧性 [9]！！iinomi等钻研发现[10],Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo合金的β晶粒尺寸增长,裂纹形核抗力增长,进而合金断裂韧性提高！！Ｎ嘶竦酶咔扛呷皖押辖,通常对钛合金进行β相区热处置以获得较大尺寸的等轴β晶粒,通过进一步时效强化获得全片层组织来提高合金强度[11,12]！！

β相区处置形成等轴β晶粒,β晶粒尺寸及晶界强度是影响超高强钛合金强韧性的重要成分,通过调控热处置工艺参数实现对钛合金显微组织的节制,是一种经济且有效的强韧化伎俩[13,14]！！１疚耐ü骺馗咔款押辖鹑却χ弥贫然竦糜涤蟹制绂戮Я３叽缂胺制缇Ы缑枘〉淖橹,钻研了β相区固溶功夫对β晶粒尺寸及高强钛合金力学机能的影响,探索了两阶段固溶过程中晶界的粗化行为对合金力学机能的影响,为高强钛合金的工业出产提供理论参考！！

2、、、尝试

尝试用钛合金选用作者钻研组自主研发的一种新型Ti-Al-Mo-V-Cr-X合金,合金相变点约为800℃！！＞3次真空自耗熔炼获得铸锭,β相区开坯后进行(α+β)相区及β相区铸造获得直径为400mm的大规格钛合金棒材！！ 为了预防大规格棒材组织的均匀性不及,影响尝试了局,试样只截取铸造棒材心部资料！！６嘀秩却χ霉ひ丈杓迫缤1所示！！６院辖鹗匝笑孪嗲倘艽χ,保温5~240min后空冷,再统一于530℃时效4h,如图1a所示！！６院辖鸾辛浇锥喂倘,两阶段固溶方式A:先在高于相变点温度(820℃)下固溶1h后空冷至室温,再经(α+β)相分辨歧温度(740,760和780℃)别离保温1h后空冷至室温(别离计为820+740、、、820+760和820+780),最后进行530℃/4h时效处置,如图1b所示！！Ａ浇锥喂倘芊绞紹:在820℃固溶1h后缓慢炉冷至(α+β)相分辨歧温度(740,760和780℃),别离保温1h后空冷至室温(别离计为820~740、、、820~760和820~780),最后进行530℃/4h时效处置,如图1c所示！！

上述固溶实时效处置的试样经过机械研磨、、、抛光及化学侵蚀后,选取金相显微镜及TESCANMIRA3场发射扫描电子显微镜观察合金组织！！＠肐NSTRON5982拉伸机对各组试样进行匀速拉伸尝试,拉伸速度为0.5mm/min！！ 利用SANS-ZBC2452-C金属摆锤冲击试验机对各组试样进行金属夏比U型开口冲击试验！！

3、、、了局与会商

通过调控固溶实时效热处置制度获得拥有等轴β晶粒及α片层的钛合金,探索β晶粒尺寸及晶界描摹对超 高强钛合金力学机能的影响！！

3.1β晶粒尺寸对合金力学机能的影响

钛合金经过820℃保温5~240min后空冷至室温,再经过统一530℃时效4h,其显微组织如图2所示！！９倘芄Ψ蛭5和10min时,由于保温功夫较短,尚未观察到再结晶β晶粒,仍能观察到弯曲的原始β晶界,晶粒直径别离为154和143μm！！５惫倘芄Ψ蛭20min时,可观察到部门拥有平直晶界的再结晶β晶粒,再结晶晶粒尺寸较小,其直径为55μm！！５惫倘芄Ψ蛭30min时,合金全数β晶界平直清澈,批注合金产生齐全再结晶,同时再结晶β晶粒长大,其直径约为88μm！！９倘5和10min时可观察到不陆续的晶界,如图3a和3b所示; 固溶功夫为20 min时,可观察到已产生再结晶的平直晶界(图3c),未齐全再结晶时仍可能观察到少量初生α相存在;当固溶功夫为30min时,仅存在平直晶界(图3d),此时合金产生齐全再结晶！！Ｈ缤2e~2f所示,随着固溶功夫的耽搁,再结晶β晶粒均匀长大,尺寸逐步增长,当固溶功夫达到240min时,β晶粒尺寸最大,直径约为186μm！！

β晶粒的长大是界面迁徙的了局,在恒温下界面迁徙的驱动力可暗示为式(1):

式中,γ为界面能(J/m2);R为界面的曲率半径(m);p为界面迁徙驱动力(J/m3)！！＞Я０刖对叫,界面曲率越 大,界面的曲率半径越小,则相变驱动力越大,界面的迁徙速度越大！！＝缑娴那ㄡ愎碳醇跣〗缑媲、、、降低 界面两侧自由能差的过程[15]！！Ｒ蚨诘任鹿倘芄讨,随着保温功夫的耽搁,一部门尺寸较大的晶粒持续长大,而尺寸较小的晶粒随着晶界的迁徙而逐步缩小最终隐没！！ 因而,在固溶功夫为60~240min的显微组织中观察到晶粒尺寸差距较大！！＆戮Я３叽缬牍倘芄Ψ虻墓叵等缤4 所示,当合金产生齐全再结晶后,晶粒尺寸随固溶功夫增长而显著变大！！

超高强钛合金力学机能随固溶功夫的变动如图5所示,固溶功夫为5~20min时合金强度较高,塑性与韧性较低,这是由于固溶功夫较短,合金未齐全产生再结晶,仍有部门原始组织保留！！９倘芄Ψ蛟30~240min领域时,合金产生齐全再结晶,随固溶功夫增长,β晶粒直径从88增长至186μm！！６辖鸬牧ρЩ苡牍倘芄Ψ虿磺泻舷咝苑ü,分析以为,固溶功夫为60min时,大量因界面迁徙形成的小尺寸晶粒引起部门应力集中,此时合金屈服强度及抗拉强度达到最高,别离为1346和1391MPa！！９倘芄Ψ蚨院辖鸬难映ぢ、、、断面收缩率以及冲击韧性没有显著影响,这是由于:合金经短功夫固溶后晶粒尺寸较小,增长了裂纹沿晶开裂的可能性,同时在肯定水平上耽搁了裂纹的扩大蹊径;随着固溶功夫增长,晶粒直径增长,晶界数量削减,削减了沿晶开裂的可能性,提升了合金的塑性及韧性！！Ｒ蚨,综合以上2方面成分,固溶功夫对合金的塑性及韧性无显著影响！！

3.2晶界描摹对合金力学机能的影响

为了钻研晶界描摹对合金力学机能的影响,选取两阶段固溶方式A和B来获得晶界粗化的组织！！Ｊ毙Тχ煤,片层状次生α相会在β基体中析出,并与基体切合Burgers取向关系！！４紊疗愕某叽缬牒穸热【鲇谑毙露扔牍Ψ,为了预防次生α片层描摹对合金力学机能产生影响,对2种方式获得的固溶组织统一于530℃时效4h,获得最终显微组织如图6所示！！；逯芯确至凶懦叽缂昂穸认嘟奈⒚准洞紊疗,分歧热处置前提均可观察到晶界的粗化景象,(α+β)相区固溶温度越低,晶界粗化景象越显著！！

在两阶段固溶方式A中,β型钛合金在β相区固溶后获得拥有平直晶界的等轴β晶粒,α相形成于第二阶段(α+β)相区固溶阶段,由于超高强钛合金β不变元素含量较高,β基体比力不变,借助晶界形核所需能量远低于晶内自身均匀形核所需能量[16,17],因而α相率先于晶界处形成,并逐步向晶内长大,形成粗化的α晶界,如图6a~6c所示！！５(α+β)相区固溶温度为740℃时,在图6a晶内观察到少量初生α相！！Ｆ揪蓊押辖鹑攘ρ 衡相图,α相比例随固溶温度降低而升高,740℃固溶时温度较低,较大的过冷度提升了形核驱动力推进α相形 核！！５惫倘芪露壬呤,过冷度提供的临界形核功不能克服形核能垒,因而在760和780℃固溶时未能观察到 晶内初生α相存在,且随着(α+β)相区固溶温度降低,晶界粗化水平显著！！

在两阶段固溶方式B中,β相区固溶后缓慢炉冷至(α+β)相分辨歧温度保温,炉冷的冷却速度约为1℃/min！！ 由于冷却速度低,在缓慢冷却过程中初始阶段β基体内既没有成分升沉也没有温度升沉,导致初生α相难以在 β晶粒内形核！！Ｋ孀爬淙垂Ψ虻牡⒏,固溶温度逐步降低,初生α相以部门β晶界作为异质形核点沿β晶界析 出,并逐步向晶粒内部成长！！Ｔ陬押辖鹬谐跎料嗟谋壤(α+β)相区固溶温度的降低而升高,在固溶方式B 中,(α+β)相区固溶温度越低,晶界粗化的数量越多！！ 但在图6d~6f中并没有观察到(α+β)相区固溶温度对晶界的粗化水平产生显著影响！！Ｕ馐怯捎诠倘芪露仍降,推进α晶界长大的动力学驱动力越低,不利于α晶界长大！！

合金经2种方式固溶后进行统一时效,其拉伸机能与冲击机能如图7所示！！Ｔ2种固溶方式下存在着类似的法规,随着(α+β)相区固溶温度升高,合金的强度与塑性均有所提高,冲击韧性的变动则不显著！！＝岷舷晕⒆橹治鲆晕,在两阶段固溶方式A中,(α+β)相区固溶温度越低,晶界粗化的成效越显著;而在两阶段固溶方式B中,(α+β)相区固溶温度越低,粗化的晶界数量越多,同时合金的强度和塑性均降低,批注晶界粗化使晶界变得幽微,同时影响合金的强度及塑性！！Ｕ馐怯捎诖只木Ы缬沙跎料嘧槌,时效后形成的α片层使β基体得到了强化,使其强度远高于晶界α相！！Ｒ蚨斐⑹怨讨写只摩辆Ы缬畔炔湫,而被强化的β基体难以变形！！Ｋ孀疟湫嗡降脑龀,应力集中于α晶界界面而形成裂纹,且裂纹易于沿晶界扩大产生沿晶断裂,导致合金的强度与塑性同时降低[17]！！：：辖鸾鼋笑孪嗲倘苁凳毙У摩戮Ы缥淳只,其屈服强度为1346 MPa,抗拉强度为1391MPa,延长率为5%,如图5中固溶60min所示！！Ｓ胫啾,两阶段固溶使晶界粗化后强度和塑性均有分歧水平的降低,其中固溶方式A的晶界粗化成效比固溶方式B显著,因而合金强度整体较低！！

图8为2种两阶段固溶及统一时效后拉伸断口描摹,观察发现,试样宏观断口存在大量平坦的小平面,进一步观察断口高倍照片,发现这些小平面光滑平坦,为典型的沿晶断裂面,同时也存在部门深度较浅的韧窝,批注断裂机制为存在沿晶断裂的混合断裂机制！！Ｍü员确⑾,在两阶段固溶方式A中观察到更多光滑平坦的沿晶断裂面,也验证了晶界粗化成效显著的样品更易产生沿晶断裂,使得合金强度与塑性同时变差！！Ｒ蚨,在现实出产过程中应预防强度较低的α晶界产生粗化,晶界幽微的问题亟待深刻钻研！！

4、、、结论

(1)对超高强钛合金在相变点(800℃)以上固溶,随后进行530℃时效处置,随着固溶功夫耽搁,合金均匀β晶粒尺寸逐步增长,等温固溶过程β晶界迁徙,部门晶粒长大,部门晶粒缩小直至隐没,该过程会形成晶粒尺寸差距较大的景象！！＆孪嗲Ｎ30~240min对合金拉伸机能和冲击机能没有显著影响！！

(2)对超高强钛合金进行两阶段固溶及530℃时效处置,在固溶方式A(β相区固溶水冷至室温后再进行(α+ β)相区固溶)中,随着第二阶段(α+β)相区固溶温度降低,晶界粗化成效逐步显著,在740℃固溶时因过冷度 较大,部门β晶粒内部形成初生α相;在固溶方式B(β相区固溶后炉冷至(α+β)相区固溶)中,缓慢的冷却速度仅使部门晶界粗化,随着固溶温度降低,晶界α相长大的动力学驱动力降低,因而分歧固溶温度下晶界粗化成效相当,但固溶温度越低,粗化的晶界数量越多！！

(3)粗化的晶界α强度低,变形过程中优先变形,产生应力集中而开裂,裂纹沿晶扩大导致合金的强度与塑性同时降低,且晶界粗化成效越显著,对合金的强度及塑性影响越大,由于晶粒尺寸没有产生扭转,对合金冲击韧性没有显著影响！！

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