引言

近年全球深海与极地域域的科学索求活动日益活跃，，对高机能海洋设备及海洋结构资料的需要愈发紧迫！！！。钛合金拥有密度低、、比强度高、、耐海水侵蚀及海洋大气侵蚀、、无磁、、可焊可加工性好等良好的综合机能，，在船舶与海洋工程领域得到了宽泛的利用[1-3]！！！。强度、、塑性、、冲击韧性是船用钛合金资料的重要机能指标，，钛合金结构的高度复杂性和海洋极端环境对钛合金资料的强度一塑性一韧性综合机能的调控与匹配提出了更高的要求！！！。近α型Ti75合金的名义化学成分为Ti-3Al-2Mo-2Zr,拥有中强、、高韧、、耐蚀、、可焊、、加工机能好的特点，，在船舶、、石油、、化工等领域拥有宽泛的利用远景[4-5]！！！。

随着海洋工程领域用钛合金结构危险容限设计理念的发展以及船用钛合金资料评价系统和指标系统的不休美满[6-7],钛合金资料强度、、塑性、、韧性的综合匹配和提升显得愈加重要！！！。船用钛合金结构对塑性和韧性裕度的要求较航空领域高,且结构大局越复杂、、服役工况越恶劣，，塑性、、韧性的指标就越高！！！。船用钛合金结构件多选取冷热成形+焊接的方式进行集成建造，，制作环节中常涉及去应力退火、、热定形、、部门热处置、、焊接等工艺！！！。温度、、冷却速度是通过热处置调控钛合金资料组织微观结构,进而影响其使役机能的重要参数，，故加工制作环节引入的热源可能对原资料的机能产生不利影响，，进而对船舶与海洋工程领域钛合金结构的服役安全性造成威胁！！！。近年来学者多关注Ti75合金的塑性变形[8-9]、、焊接工艺[10]、、板材和管材制备技术[11],关于Ti75合金锻件机能的热处置调控以及后处置对其力学机能的影响的公开报道较少，，因而很有必要发展后处置对Ti75合金锻件的显微组织和力学机能的影响钻研！！！。

笔者选用退火态Ti75合金锻件,在750~950℃温区保温，，选取空冷和炉冷两种冷却方式对其进行后处置，，获得了其显微组织演变和力学机能变动法规，，探索了后续热处置工艺对退火态Ti75合金的显微组织和力学机能的内涵影响机制,为该合金强度、、塑性、、冲击韧性的综合匹配及其在海洋工程领域的安全利用提供了数据支持和理论基础！！！。

1、、试验资料与步骤

试验资料为2次真空电弧熔炼制备的铸锭,经β相变点以上开坯,在两相区经多火次铸造,并选取935℃/4.5h/AC进行退火处置,获得退火态Ti75合金锻件(记为HTA)！！！。选取METTLER公司TGA/DSC1同步热分析仪测得该合金的β转变温度为975℃！！！。化学成分如表1所示,资料显微组织如图1所示,重要由等轴α相和β相转变组织组成！！！。选取线切割的方式从Ti75合金锻件上切取尺寸为25mmx40mmx 80mm热处置试块，，依照表2进行后续热处置！！！。对分歧工艺热处置后Ti75资料进行显微组织取样,选取 ZEISS Observer Z1.M金相显微镜和 Quanta650扫描电子显微镜(SEM)分析显微组织结构！！！。从热处置后试块上进行拉伸、、冲击样坯取样并加工！！！。参照GB/T228.1-2010《金属资料拉伸试验第1部门:室温试验步骤》,选取标距段尺寸为?5mmx25mm的拉伸试样在室温下进行拉伸试验！！！。参照GB/T 229-2007《金属资料夏比摆锤冲击试验步骤》,选取10mmx10mmx55mmV型缺口冲击试样在室温下进行冲击试验！！！。

表1 Ti75合金化学成分

Table 1 Chemical composition of Ti75 alloy ingot%

表2 Ti75合金后处置工艺

Table 2 Post heat treatment process used for as annealed Ti75 alloy

2、、了局与会商

2.1后处置温度和冷却速度对组织的影响

图2、、3为退火态Ti75合金经分歧温度处置后空冷的显微组织！！！。选取ImageJ软件对光学金相组织中等轴α相的体积分数进行统计,了局如图4所示！！！。750℃温度较低，，α相向β相转改观力不及，，显微组织由等轴α相和β转变组织组成,见图3(a),等轴α相体积分数约为55%！！！。温度升至800℃,片层α相厚度增至最约莫为1.0μm,长宽比降低,如图3(b)！！！。850℃保温处置时，，大量较小的片层α相溶化，，产生α相→β相转变，，在随后的空冷过程中高温β相析出藐小α相！！！。尺寸较大的片层α相则因转改观力不及无法产生相变而保留下来[12],并有所长大！！！。冷却至室温后，，β基体上散布有大量的藐小α相与少量长宽比力小的粗壮片层α相,如图3(c)所示！！！。900~950℃时，，进入α+β两相区，，α相向β相转变的驱动力足够大，，原始β转变组织内的片层α相齐全溶化，，等轴α相部门溶化且晶粒尺寸减！！！。，如图2(d)~(f)！！！。随着后处置温度不休靠近β转变温度,等轴α相溶化的驱动力增大,其体积分数随着后处置温度的升高而逐步降低至45%;β转变组织体积分数、、α集束尺寸则逐步增大,且未发现与图3(c)类似的粗壮片层α相！！！。在该温度区间，，片层α相的厚度随后处置温度升高而逐步增大,如图3(d)~(f)所示,但由于试验用热处置试块尺寸远小于原大规格锻件,冷却速度较快,故片层α相厚度仍小于退火态！！！。

片层α相的状态、、尺寸与元素再分配效应和过冷度亲昵有关[13]！！！。750~800℃，，α相向β相转变的驱动力不及，，β转变组织内部的片层α相随温度的升高而逐步长大！！！。温度进一步升高，，片层α相起头溶化！！！。由于原始资料在相变过程中产生元素扩散，，产生元素再分配景象，，后析出的片层α相中a不变元素含量较低，，故溶化的挨次与原始组织形成过程相反！！！？？？绽涔讨懈呶娄孪嘧湮悝料嗟淖枇χ匾醋驭料嘤牖寮湫纬山缑娑龀さ慕缑婺埽，以及α相与β相比容分歧引起的体积应变能！！！。应变能、、界面能与相状态拥有肯定关系，，片层状α相应变能最小、、针状次之、、球形应变能最大，，界面能却按上述秩序递减[15]！！！。高温β相→α相时，，应变能为重要节制成分！！！。850℃保温时，，α不变元素含量较低、、不变性较低的片层α相优先溶化，，转变为高温β相！！！。冷却时，，a不变元素含量较低的高温β相转变为室温不变α相的过冷度大，，驱动力较大，，凭据最小自由能道理，，其转变的片层α相最为藐小！！！。900~950℃时,随着温度升高,高温β相中α不变元素含量升高,相对过冷度降低，，片层α相尺寸有所增大！！！。

图5、、6为退火态Ti75合金经分歧温度处置后炉冷的显微组织！！！。由了局可知，，750~850℃时，，随着温度升高，，等轴α相体积分数无显著变动，，约为59%,如图5(a)~(c);片层α相的厚度逐步增至1.3μm,极少处可达约3.9μm,长宽比逐步降低,如图6(a)~(c)！！！。900℃时，，β转变组织中同时辰布有较为藐小的α相和粗壮片层α相，，如图6(d)，，其形成机制与850℃空冷时一样！！！。925℃时，，等轴α相溶化显著，，体积分数降至55%;片层α相厚度约为3.0μm,最大处可达约7.8μm,长宽比力小,如图(e)！！！。随着温度升至950℃,等轴α相体积分数进一步降至约40%,片层α相状态逐步转变为短棒状,甚至逐步球化,长宽比进一步降低,如图6(f)！！！。与空冷后的显微组织对比可知，，炉冷后的片层α相厚度相对较大！！！。此外,750~925℃区间后处置并炉冷的Ti75合金中等轴α相体积分数高于空冷，，这是由于炉冷的冷却速度低，，小尺寸片层α相有足够的功夫融入与其邻接的等轴α相和粗壮片层α相！！！。950℃高温后处置时，，等轴α相反而有足够的功夫溶化，，故体积分数较空冷低！！！。

2.2后处置温度和冷却速度对拉伸机能的影响

分歧工艺处置后Ti75合金的拉伸机能如图7所示！！！。由了局可知，，空冷时，，屈服强度和抗拉强度随着后处置温度的升高而逐步降低，，在850℃稍有增长后又逐步降低！！！。两相钛合金的强度与等轴α相体积分数、、α集束尺寸、、片层α相尺寸等显微组织参数亲昵有关！！！。750~800℃时，，片层α相厚度增大促使内部位错滑移，，α/β相界面削减使界面强化效应降低！！！。此外，，α集束尺寸长大，，增大了位错有效滑移距离[16]，，故强度稍有降低！！！。850℃时，，β转变组织中数量较少的粗壮片层α相可产生塑性变形，，但数量较多的藐小α相内部滑移开动难度增大，，难以产生塑性变形，，同时界面强化效应增长[17]，，综合作用下强度升高！！！。900~950℃时，，无藐小α相产生，，等轴α相体积分数逐步降低，，同时α集束尺寸逐步增大，，提高了位错有效滑移距离[18]，，强度降低！！！。炉冷时，，Ti75合金强度变动法规与空冷根基一样，，强度升高对应的后处置温度为900℃,此时显微组织结构与850℃空冷时类似，，β转变基体上散布有两种状态的片层α相，，其中藐小α相难以产生塑性变形，，引起强度升高[17]！！！。与空冷相比,一样后处置温度炉冷下Ti75合金组织中的片层α相厚度较大，，甚至球化，，相内部位错易于开动滑移，，利于塑性变形，，故炉冷Ti75合金屈服强度低于空冷！！！。

等轴α相内部的位错增值和活动易于产生，，变形能力很快分散到邻近的晶粒中，，协调变形能力好[19],抵抗裂纹萌生的能力较片层组织强！！！。β转变组织中的α集束故障了滑移的进行，，部门类型位错难以穿过α/β相界面[20],在相界面处产生应力集中,易导致开裂！！！。750~850℃空冷时，，等轴α体积分数无显著变动，，延长率受片层α相状态影响！！！。800℃时片层α相厚度增大，，塑性加强，，850℃时大量藐小α相难以变形[17],塑性降低！！！。900℃时,等轴α相体积分数降低7%，，导致延长率降低！！！。925℃时，，α集束尺寸增大，，提高了位错有效滑移距离，，延长率升高[16]！！！。950℃时，，α集束尺寸虽有增大，，但等轴α体积分数进一步降低，，造成延长率稍有降落！！！。炉冷时，，延长率变动法规与空冷稍有分歧！！！。750~900℃,等轴α相体积分数无显著变动，，延长率较为不变！！！。925℃时,等轴α相体积分数较900℃降低4%,但次生α相厚度较900℃增大较多，，综合作用下，，延长率升高！！！。950℃时，，次生α相长宽比进一步降低，，甚至球化，，有利于塑性增长，，但等轴α相体积分数骤降15%，，造成延长率降落！！！。

2.3后处置温度和冷却速度对冲击韧性的影响

分歧工艺处置后Ti75合金的冲击机能如图8所示！！！。由了局可知，，冲击韧性在低温区无显著变动，，后随着后处置温度的升高而逐步增大！！！。冲击试样的断裂重要吸收三部门能量，，即裂纹形成、、亚临界扩大和断裂能[21]！！！。对于两相钛合金，，等轴α相体积分数、、β转变组织有关参数对冲击韧性均有肯定影响[22-23]！！！。由于晶体取向分歧，，α集束与等轴α相或者集束与集束交叉点易于产生应力集中而产生开裂！！！。等轴α相体积分数较高时，，裂纹可穿过等轴α相，，裂纹扩大蹊径崎岖水平较低，，不利于提高裂纹扩大功[24]！！！。此外，，裂纹扩大蹊径的崎岖水平也受α集束尺寸和片层α相厚度的影响[25]！！！。片层α相厚度增大、、长宽比降低有利于提高β转变组织的协调变形能力，，削减应力集中，，提高了开裂阈值！！！。当片层α相厚度增长到肯定尺寸，，对裂纹有反对作用，，可促使裂纹扭转扩大方向，，使扩大蹊径越发崎岖[26]，，进而提高资料的扩大功！！！。

750~850℃后处置空冷时，，Ti75合金的β转变组织体积分数较低约为45%,只有极少量片层相厚度达到约为1.3μm,反对裂纹扩大能力有限裂纹扩大蹊径崎岖水平不高，，对冲击韧性提高贡献较！！！。，冲击韧性在32~33J颠簸！！！。900~950℃时，，β转变组织体积分数、、α团束尺寸、、片层α相状态共同决定冲击韧性[27-28]！！！。900℃时，，β转变组织体积分数增至52%,冲击韧性升高;925℃时,β转变组织体积分数无显著变动，，但α集束尺寸、、片层α相厚度长大，，冲击韧性增至51J;95℃时，，β转变组织体积分数增幅较！！！。，另片层α相的长宽比增大较多，，不利于其协调变形能力[27],综合作用下冲击韧性无显著变动！！！。750~900℃后处置炉冷时，，Ti75合金的β转变组织体积分数约为41%,其冲击韧性重要由片层α相状态决定[25]！！！。850℃时大部门片层α相厚度约为1.3μm,少量可达3.9μm,有利于冲击韧性提高！！！。925~950℃时，，冲击韧性由β转变组织体积分数和片层α相状态共同决定[29]！！！。此时片层α相厚度增大，，甚至球化，，同时β转变组织体积分数升高至60%,有利于裂纹扩大功的提高,冲击韧性进一步增大至56J！！！。750~800℃温区进行后处置时，，空冷后的冲击韧性高于炉;850~950℃后处置时，，空冷后的冲击韧性反而低于温炉冷！！！。这重要是由于750~800℃区间内空冷和炉冷后的片层α相厚度均在0.2~1.0μm左右，，但空冷后β转变组织体积分数高于炉冷，，越发有利于冲击韧性的提高;850~950℃后处置时，，片层α相的厚度增大、、长宽比降低较多，，对冲击韧性的影响起决定性作用！！！。

3、、结论

1)后处置温度较低时，，等轴α相的体积分数无显著变动;当温度升至足够高时,等轴α相起头溶化,其体积分数随着温度的升高逐步降低！！！。β转变组织的体积分数变动法规与等轴α相相反！！！。

2)退火态 Ti75合金经750~950℃后处置并空冷后的强度、、冲击韧性变动趋向与炉冷根基一样！！！。屈服强度、、抗拉强度随着后处置温度的升高出现先降低后升高又降低的趋向,强度升高的重要原因是β转变组织中数量较多的藐小α相难以变形;冲击韧性则随着后处置温度的升高呈升高趋向！！！。

3)退火态Ti75合金经一样温度处置后空冷的强度高于炉冷！！！。在750~800℃低温区,空冷后的冲击韧性高于炉冷，，850~950℃高温区则出现相反的法规！！！。

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（注，，原文标题
：后处置对退火态Ti75合金组织与机能的影响_尹艳超）