随着新一代航空飞行器向高速化、、大型化、、结构复杂化及提高燃油效能等方向的逾越式发展，必要在其结构设计中使用综合机能更高的轻金属资料[1-3]。
。。目前钛及钛合金在飞机机体结构上的利用已获得优良的减重成效，满足飞机高机动性、、高靠得住性和长命命的设计必要，其用量已成为衡量飞机选材先进水平的一个重要标志。
。。超高强度钛合金作为结构件资料利用于航空、、航天等必要高强度的部位,出格是在航空领域,能够进—步提高飞机钛合金构件的比强度,提高结构效能，实现更好的减重成效[4]。
。。高强钛合金通常是通过高合金化实现强度超过1100 MPa,可用于制作强度要求高、、实现减重成效的承力构件。
。。目前，得到成功利用的高强钛合金重要蕴含 Ti-10-2-3、、Ti-15-3、、β-C、、β-21S、、BT22、、TC21 和 Ti-5553 等[5-11]。
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近年来,随着航空航天工业对超高强钛合金的需要越来越火急，有关钻研单元相继发展了 1300 MPa级甚至更高强度级此外超高强钛合金的研制工作[12-15]。
。。通过新型合金化、、形变强化、、相变强化和强韧化组织节制等综合强韧化技术,在强度-塑性-韧性等综合机能优良匹配的前提下,能够实现钛合金强度等级越来越高，用于航空承力构件可获得更大的减重效益，实现更大的减重成效，拥有重要的意思。
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本文针对自主研制的_种新型Ti-Al-Mo-V-Cr-Zr系亚稳β型超高强钛合金发展固溶时效处置，对其组织和力学机能的影响法规进行钻研,以期实现其优良的强塑性匹配,为其工程化利用提供数据支持。
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1、、试验及步骤

试验选取的是自主研制的一种新型Ti-Al-Mo-V-Cr-Zr系多元强化亚稳β型超高强钛合金资料，其质量分数如表1所示，经3次真空自耗熔炼获得铸锭，进行开坯改锻后获得小规格锻坯。
。。通过金相法测得原资料的相变点温度约为815℃。
。。图1为原资料的显微组织，由等轴或短棒状的初生α相和基体β相组成，相比于短棒状初生α相,等轴状初生α相含量较多,尺寸约1~3μm,散布较为均匀。
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对原资料进行固溶时效处置，试验规划具体参数如表2所示。
。。制备钛合金金相试样，利用Leica DMI5000M光学显微镜对其进行显微组织观察与分析。
。。在Zeiss Supra-55扫描电子显微镜设备上对显微组织和室温拉伸断口的组织描摹进行表征与分析。
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凭据GB/T 228.1-2010《金属资料拉伸试验第1部门：：室温试验步骤》发展室温拉伸测试，同种状态的试样各进行3次拉伸试验，而后求取均匀值；凭据GB/T 3075-2008《金属资料委顿试验轴向力节制步骤》发展室温、、空气环境下的轴向高周委顿试验,加载频率为100 Hz,应力比为R=0.1,最大应力水平介于700~1100 MPa之间,委顿寿命超出1 x 10⁷时则终止试验。
。。选取起落法推算存活率为50%前提下的中值委顿极限。
。。本钻研所选取的力学机能试样如图2所示。
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2、、了局与会商

2.1室温拉伸机能

钛合金经固溶时效处置后,其室温拉伸机能如图3和表3所示。
。。图3中室温所对应的数据点为原资料的拉伸机能数据。
。Ｄ芄豢闯，该超高强钛合金经固溶处置后，抗拉强度达到900 MPa以上,屈服强度靠近900 MPa,塑性较好。
。。经时效处置后，该合金拥有极高的强度，同时拥有较好的塑性。
。。在500℃时效后，该合金抗拉强度最高，达到1500 MPa以上，屈服强度在1450 MPa以上;随着时效温度的提高，合金强度降落，塑性呈增长趋向。
。。在520℃时效前提下，抗拉强度为1508 MPa,屈服强度为1439 MPa,延长率为7.6%,资料拥有优良的强度和塑性机能匹配。
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2.2显微组织

钛合金经固溶时效处置后的显微组织如图4所示。
。？芍，该合金在相变点以下进行固溶处置后，其组织为α+β双相组织,在合金β基体上弥散散布着藐小的初生α相颗粒，初生α相状态为等轴和短棒状，其中，等轴初生α相含量相对较多。
。。时效态的显微组织由微米尺度的初生α相颗：：兔稚⑸⒉甲糯罅磕擅壮叨鹊拇紊料嗟摩伦渥橹槌，呈等轴状、、短棒状的初生α相在基体晶粒界面和内部均有散布，同时在β基体相内弥散散布着大量的针状或片档次生α相。
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结合其室温拉伸机能和显微组织综合分析,超高强钛合金经时效处置后,其抗拉强度R_m、、屈服强度R_p0.2及弹性模量E相比固溶态合金均有了大幅度提高，重要原因是：：固溶态合金保留了大量的亚稳β相，经时效处置后,在亚稳β相内析出了大量的片层状次生α相，这些藐小弥散散布的次生α相片层通过与位错的交互作用使得合金产生显著的沉淀强化，宏观阐发为抗拉强度、、屈服强度及弹性模量等力学机能的提高。
。。这是由于亚稳β钛合金中的β相是亚稳相，其热力学不变性很低，拥有很强的产生β->α相变的偏差，通过期效热处置很容易使α相析出。
。。因其α相析出的驱动力比力高,析出的α相通常是藐小弥散的，使得该类合金拥有良好的时效强化效应，从而能获得比α+β型钛合金更高的强度[6]。
。。因而，析出相强化是目前高强度亚稳β钛合金最有效的一种强化方式。
。。目前,对亚稳β钛合金的力学机能与微观组织的关系的钻研大多基于这一特点,即通过期效析出大量的次生α相,以获得极度高的强度[16]。
。。别的，该超高强钛合金经时效处置后，其延长率A和断面收缩率Z相比固溶态均有了分歧水平的降低，其重要原因是大量次生α相弥散散布,且呈针状或细片层状，容易引起应力集中，使得合金在加载过程中过早断裂,宏观阐发为延长率和断面收缩率等塑性机能降低。
。。上述了局与Mainak等［17］对传统高强钛合金Ti-5553合金的微观组织与其拉伸力学机能关系的钻研了局相吻合，均发现全β相组织的试样强度最小，断后伸长率最高；含有大横纵比α相显微组织的试样拥有较好的强度和塑性匹配；而含有小横纵比α相显微组织的试样固然强度最高,但其塑性最低，这是由于此类显微组织在变形中能够提供更多的α/β界面,从而显著提高位错活动的阻力。
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由于亚稳β钛合金的组织演变对温度较为敏感，热处置温度相差几十℃就会导致显微组织有较大差距。
。。而钛合金的力学机能强烈依赖于α相的特点参数（如含量、、描摹、、尺寸等）,因而热处置工艺参数分歧会导致力学机能产生较大变动。
。。本文对该钛合金在β转变温度以下20℃的固溶处置，既可保障组织中获得肯定含量的初生α相,改善合金塑性，同时初生α相也可克制β晶粒的过度长大,有利于提高资料强度机能個溶后组织中形成大量的亚稳β相,在后续500-540℃温度领域内时效过程中可析出细片次生α相，这些析出的藐小次生α相可能起到细化晶粒的作用，并且提供大量的α/β界面故障位错活动，从而利用沉淀强化提高了钛合金强度。
。。对于亚稳β钛合金而言，藐小弥散的针状α相有助于提高合金强度,而均匀的粗壮片层状α相有助于提高合金塑性［役室温拉伸测试了局批注,该钛合金抗拉强度、、屈服强度别离由500℃时效后的1527 MPa、、1468

MPa降落至540℃时效后的1430 MPa. 1380 MPa,断后伸长率由500℃时效后的5.7%增长至540℃时效后的7.2%;断面收缩率由500℃时效后的22%增长至540℃；时效后的30%。
。。由图4可知,随着时效温度的不休升高，初生α相的变动并不显著,而弥散散布于β基体内的次生α相的析出数量随着时效温度的升高逐步增长，并且扩散激活能增长导致其荟萃粗化，次生α相尺寸增大,显微组织中α/β界面削减,造成合金的强化成效减弱、、强度降低。
。。另一方面,随着时效温度的增长，次生α相越发弥散化地散布在β基体上,并且次生α相荟萃并粗化后针状描摹的尖角钝化，显微组织中α/β界面削减也会减小位错活动的故障,均会在肯定水平上降低变形过程中的应力集中水平,延缓合金的断裂,从而改善合金的塑性。
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2.3拉伸断口分析

图5为钛合金锻坯原资料、、固溶态和固溶时效态合金的拉伸断口描摹。
。？芍,分歧状态的钛合金拉伸断口均出现典型的杯锥状特点,拉伸断口处存在显著的宏观塑性变形特点，拉伸断口理论重要由纤维区和剪切唇区组成；微观描摹显示断口理论均存在大量的等轴状韧窝。
。。韧窝是合金在微区领域内经塑性变形产生的显微浮泛,分歧热处置状态下大量韧窝的存在批注合金均拥有肯定的塑性和韧性。
。。上述断口理论的宏观和微观特点批注拉伸断口均为韧性断裂。
。。钛合金锻坯原资料（图5 （ a） ） 和固溶态合金（图5 （ b） ） 的拉伸断口理论纤维区升沉较大,等轴韧窝相对较深,尺寸较大，批注前两种拉伸样品的塑性相对较好；500乜时效态（图5 （ c） ） 和520°C时效态（图5 （ d） ） 合金拉伸断口的理论纤维区升沉相对较小，尤其以图5（C）拉伸断口的理论升沉最小,等轴韧窝相对较浅,尺寸较小，批注后两种状态的拉伸样品相比于前两种拉伸样品，塑性有所降低。
。。上述分析了局与室温拉伸力学机能了局一致，即钛合金锻坯原资料和固溶态合金的塑性优于固溶时效态合金，并且，随时效温度的增长，固溶时效态合金的塑性呈增长趋向。
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2.4委顿机能

上述分析批注，在520℃时效前提下，该合金拥有优良的强度和塑性匹配。
。。对该前提下的超高强钛合金进行室温高周委顿测试,将试验数据依照起落法进行配对处置，依照式（1）推算其中值委顿极限，即存活率为50%的委顿强度。
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式中,S₅₀为存活率为50%的中值委顿强度;n为有效试样总数；m为应力等级的数量；v_i为第i级应力等级下的有效试验次数;s_i为第i级应力水平。
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凭据上述步骤推算获得520℃时效前提下,其中值委顿极限为868 MPa。
。。此外,在700 MPa应力水平下,陆续进行5支样品的高周委顿试验，其委顿寿命均超出1 X 10⁷周次,批注该合金在测试前提下的高周委顿强度不低于700 MPa。
。。综上批注在该状态下，该合金拥有较好的高周委顿机能。
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通过对委顿断裂后的断口微观分析能够钻研断口的描摹，分析资料断裂类型和性质、、断裂模式、、断裂蹊径、、断裂原因和机理，在理论钻研和工程实际中都有着极度重要的作用。
。。断口 SEM分析发现,试验中所有试样委顿断口均显示出典型的高周委顿断口特点，整个断口分为裂纹源区、、不变扩大区和瞬断区，如图6所示,该样品最大应力为850 MPa,委顿寿命为576300周次。
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裂纹源区位于断口一侧靠近理论的地位(图6 (a))；高周委顿裂纹萌生通常是由理论不成逆的周期性滑移导致应变集中,累积到肯定水平后导致裂纹形核,实现裂纹萌生过程(图6 (b));裂纹萌生后,以委顿条纹扩大模式向内部扩大(图6 (c))；在断口上可能观察到延长至样品内部的河道花腔。
。。不变扩大区断口理论较为平展,宏观尺度下的委顿裂纹以条纹扩大模式,沿与加载方向险些垂直的方向持续扩大，直到临界裂纹尺寸，形成过载的瞬断区，该区域通常拥有典型的韧窝和扯破棱特点(图6 (d))。
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3、、结论

(1) 自主研制的新型Ti-Al-Mo-V-Cr-Zr系亚稳β型超高强钛合金,其原资料显微组织由等轴或短棒状的初生α相和基体β相组成，经790 P固溶、、520~540℃时效处置后，显微组织由初生α相和弥散散布着大量次生α相的β转变组织组成。
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(2) 时效温度对该合金的力学机能影响较为显著。
。。在本文试验前提下，在固溶温度790℃、、500~540℃时效温度领域内，随着时效温度的升高,其合金强度降落，塑性则呈增长趋向。
。。其抗拉强度、、屈服强度别离由500℃时效后的1527 MPa, 1468 MPa降落至540℃时效后的1430 MPa、、1380 MPa;断后伸长率由500℃时效后的5.7%增长至540℃时效后的7.2%；断面收缩率由500℃时效后的22%增长至540℃时效后的30%。
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(3 )在790℃固溶、、520℃时效处置前提下,该合金的抗拉强度为1508 MPa,屈服强度为1439 MPa、、断后伸长率为7.6%,断面收缩率为33%,拥有较好的强塑性匹配。
。。其室温光滑(K_t=1)轴向高周委顿机能较好，中值委顿极限为868MPa。
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参考文件

[1]CHRISTOPH L, MANFRED P. Titanium and titanium alloys:Fundamentals and applications [M]. Hoboken: Wiley, 2003.

[2]周廉.美国、、日本和中国钛工业发展评述[J].罕见金属资料与工程，2003(8): 577-584.

ZHOU Lian. Review of titanium industry progress in America,Japan and China [J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2003(8):577-584.

[3]LUTJERING G, WILLIAMS J C. Titanium[M]. New Delhi:Springer, 2011.

[4]SANTHOSH R, GEETHA M, RAO M N. Recent developments in heat treatment of beta titanium alloys for aerospaceapplications]J]. Trans Indian Inst Met, 2017, 70(7): 1681-168&

[5]BOYER R R, BRIGGS R D. The use of P titanium alloys in the aerospace industry [J]. Journal of Materials Engineering and Performance,2005,14(6): 681-685.

[6]NYAKANA S L, FANNING J C, BOYER R R. Quick reference guide for p titanium alloys in the 00s[J]. Journal of Materials Engineering and Performance, 2005,14(6): 799-811.

[7]BANERJEE D, WILIAMS J C. Perspectives on titanium science and technology [J]. Acta Materialia, 2013, 61(3): 844—879.

[8]BOYER R R. An overview on the use of titanium in the aerospace industry [J]. Materials Science and Engineering: A, 1996,213(1-2): 103-114.

[9]WAIN N, HAO X J, RAVI G A, et al. The influence of carbon on precipitation of a in Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr[J]. Materials Science and Engineering: A, 2010, 527(29-30): 7673-7683.

[10]IVASISHIN O M, MARKOVSKY P E, MATVYCHUK Y Vet al. A comparative study of the mechanical properties of high-strengthp-titanium alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2008, 457(1-2):294309.

[11]ZHAO Y, LI B, ZHU Z, et al. The high temperature deformation behavior and microstructure of TC21 titanium alloy [J].Materials Science and Engineering: A, 2010, 527(21-22): 5360-5367.

[12]KENT D, WANG G, WANG W, et al. Influence of ageing temperature and heating rate on the properties and microstructure of p Tialloy, Ti-6Cr—5Mo-5V-4Al[J]. Materials Science and Engineering: A,2012, 531:98-106.

[13]WANG Z, WANG X N, ZHU Z S. Characterization of high-temperature defbnnation behavior and processing map of TB17 titaniumalloy [J]. Journal of Alloys and Compounds, 2017, 692: 149-154.

[14]刘运玺，陈玮,李志强，等.固溶时效对Ti-6Cr-5V-5Mo-4Al-lNb合金组织和力学机能的影响[J].钛工业进展，2019, 36(5):23—28.

LIU Yunxi, CHEN Wei, LI Zhiqiang, et al. Effect of solution andaging heat treatment on microstructure and mechanical properties of Ti-6Cr-5V-5Mo-4Al-lNb alloy[J]. Titanium Industry Progress, 2019, 36(5): 23—28

[15] DONG R F, LI J S, KOU H C, et al. Dependence of mechanical properties on the microstructure characteristics of a near p titanium alloy Ti-7333[J]. Journal of Materials Science & Technology, 2019, 35(1): 48-54.

[16]FAN J K, LI J S, KOU H C, et al. Microstructure and mechanical property correlation and property optimization of a near β titanium alloy Ti-7333[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2016, 682: 517-524.

[17]MAINAK S, SWATI S, TRIDEEP B, et al. Tensile deformation mechanism and failure mode of different microstructuresin Ti5Al5Mo5V3Cr alloy [J]. Materials Science and Engineering: A, 2019,753:156-167.

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