亚稳 β型钛合金指合金中所含 β不变动元素的量达到使马氏体转变点降至室温以下而又不及以使β转 变点低于室温的合金［1-3］ ，， 这类合金拥有很高的热处置强化效应、 深的淬透机能、 优良的冷热加工 机能及良好的断裂韧性等诸多利益，， 通过固溶和时效热处置能够获得较高的强度并且维持优良的塑韧性匹 配，， 从而受到宽泛关注［4-7］ 。 亚稳β型钛合金不仅是新型航空用钛合金开发和利用的重点方向之一，， 更是国内外优先发展的新型军用先进结构资料，， 尤其是飞机接头类零件、 框梁类零件及紧固件等重要承力 构件的梦想候选资料，， 在新型航空航天飞行器的设计中越来越受到设计师的青睐［8-9］ ，， 选取重量轻、 比强度高的亚稳β型钛合金包办高强度结构钢资料，， 其结构减重可达20%~40%，， 如获得成熟利用的B- 120VCA钛合金［10］ 、 β-21S钛合金［11］ 、 BT22钛合金 ［12］ 、 Ti-B19钛合金 ［13］ 等，， 其应 用比例和利用领域均出现不休增长的趋向。

钛及钛合金的固态相变拥有多样性和复杂性的特点，， 在钛合金资料成分、 工艺、 组织和机能4身分的 互有关系中，， 化学成分决定着合金的类型，，工艺决定着显微组织类型，， 而显微组织类型对合金力学机能具 有重要影响。 在钛合金成分确定的情况下，， 通过调整其显微组织类型，， 能够在肯定领域内调整钛合金制 件的显微组织参数，， 实现强度-塑性-韧性和委顿等力学机能的综合匹配［14-18］ ，， 因而，， 钛合金资料 的组织类型与力学机能的关系钻研拥有重要的现实意思。

TB17钛合金是中国航发北京航空资料钻研院研制的一种拥有自主知识产权的飞机结构用新型超高强韧钛 合金［19-21］ ，， 通过调整热工艺参数，， 能够获得优异的强度-塑性-韧性匹配。 本文对比钻研了分歧显 微组织类型（双态组织、 网篮组织与片层组织）对TB17钛合金固溶态和固溶时效态的相组成、显微组织、 室温拉伸机能和断裂韧度的影响，， 以期为其工程化利用和选材提供数据支持。

1 、实 验

原资料为经过三次真空自耗电弧熔炼后的TB17 钛合金铸锭，， 其名义成分为 Ti-6.5Mo-2.5Cr-2V-2Nb- 1Sn-1Zr-4Al。 铸锭经单相区高温开坯铸造、 两相区反复墩拔铸造后得到Φ210 mm的棒材，，随后别离通过 两相区铸造和准β铸造获得尺寸为120 mm×350 mm×600 mm的锻坯，， 其显微组织如图1所示。 选取金相法 测得该合金相变点在848 ℃左近。

选取线切割的步骤从TB17钛合金锻坯上截取满足显微组织分析、 拉伸机能和断裂韧度（T-L向）测试所 需的试样尺寸，， 随后将从经过两相区铸造的锻坯上截取的试样别离放入马弗炉（±3 ℃）中进行两相区热 处置和β热处置，， 获得拥有双态组织和片层组织特点的试样；； 将从经过准β铸造的锻坯上截取的试样放入 马弗炉（±3 ℃）中进行两相区热处置，， 获得拥有网篮组织特点的试样，， 其中两相区固溶的温度均为相变 点（T β ）以下 25 ℃，， β热处置固溶的温度为相变点以上 30 ℃，， 时效温度均为580 ℃，， 冷却方式均 为空冷（AC），， 分歧显微组织特点的工艺过程如表1所示。

显微组织分析试样经过磨制、 自动电抛、 侵蚀制成，， 选取的侵蚀液配比为V（HF）∶V（HNO ₃ ）∶V（H ₂ O）=10∶7∶83（V为体积），， 选取Sigma 300 场发射扫描电子显微镜（SEM）进行显微组织观察；； 利用线切割切取厚度为500 μm的薄片，， 先用砂纸将试样打磨至 50 μm左右，， 而后在试样上冲一个直径为3 mm的圆片，， 随后将圆片放入Kroll溶液中在-23 ℃进行双喷减 薄。 减薄仪器为 Denmark Struers A/S，， Kroll溶液配比为V（HClO ₄ ）∶V（C ₄ H ₉ OH）∶V（CH ₃ OH）=1∶7∶12，， 选取 Tecnai G2 F20 透射电子显 微镜（TEM）对减薄样品进行显微组织观察。 在INSTRON 5887 拉伸试验机上进行室温拉伸机能试验，， 选取 工作区直径为5 mm的R7圆棒形尺度试样，， 按GB/T 228.1尺度进行测试；； 在 MTS 810 液压伺服委顿试验机 上进行断裂韧度试验，， 用厚度为 25 mm的尺度试样，， 按GB/T 4161尺度测试；； 选取D/Max 2500型X射线衍 射仪（XRD）测定合金的相组成，， X射线辐射源为Cu靶的Kα射线，， 电压为40 kV，， 工作电流为100 μA；； 显微组织定量分析在Image-pro Plus 6.0图像分析软件上进行；； 断裂韧度试验实现后，， 选取SEM对断裂韧 度断口进行观察和断裂机制分析。

2、 了局与会商

2.1　固溶状态下分歧显微组织类型的力学机能

2.1.1　固溶状态下的显微组织特点　

TB17钛合金经固溶处置后，， 分歧显微组织特点的显微组织SEM图像如图2所示。 能够看出，， TB17钛合 金经两相区铸造+两相区固溶后的显微组织为双态组织（图2（a）），， 其显微组织由β转变基体上散布着不 陆续的初生α相组成，， 没有显著的晶界产生。 其初生α相的状态重要以等轴状为主，， 同时存在少量的粗 片状，， 含量约为6.08%。 当TB17钛合金经两相区铸造+β相区固溶后的显微组织为单一β相组织（图2（b） ），， 由于固溶温度处于β单相区，， 因而形成了齐全的β晶粒，， 晶界显著、 晶内干净，， 为β单相组织（ 图3），， 未发现其他析出相存在。 因而，， 当TB17钛合金经β单相区固溶，， 在空冷的前提下，， 根基无马氏 体α"相或次生α相产生。 当TB17钛合金经准β铸造+两相区固溶后的显微组织为网篮组织（图2（c） ），， 其显微组织由残存β相以及其上散布的尺寸不一、 互订交错的粗片层状α相组成，， 其含量约为8.18% ，， 片层厚度为0.2~0.3 μm。

2.1.2　固溶状态下的相组成　

TB17钛合金分歧固溶处置后分歧显微组织特点的XRD图谱如图4所示。 能够看出，， TB17钛合金分歧显微 组织特点的相组成相差不大，， 重要由 β 相和 α 相组成，， 无β→ω 相变和 β→α″等非平衡相变产生 ，， 这注明TB17钛合金作为一种亚稳 β型钛合金，， 其所含 β不变动元素的量能够使马氏体转变点降至室温 以下，， 同时选取空冷的冷却方式从β单相区固溶处置后，， 无淬火ω相析出。 当TB17钛合金经两相区铸造+ β相区固溶后，， 其β相的衍射峰的相对强度较强，， 险些看不到α相衍射峰的存在，， 这与显微组织特点相 一致（图2（b）和图3）；； 当TB17钛合金经两相区铸造+两相区固溶后，， 由于少量初生α相的存在，， 其相 组成由β相和α相组成，， 且β相的衍射峰相对减弱，， 其 α 相衍射峰重要存在于 35°~45°之间。 当TB17钛合金经准β铸造+两相区固溶后，， 由于相对较多粗片层状α相的存在，， 其α相的衍射峰 的相对强度不仅变强，， 且地位增多，， 这与显微组织中存在的α相含量相一致。

2.1.3　固溶状态下的室温拉伸机能　

TB17钛合金经固溶处置后，， 分歧显微组织特点的室温拉伸机能如表 2所示，， 其工程应力-应变曲线如 图 5所示。 结合TB17钛合金固溶状态下分歧显微组织特点（图2）和相组成（图4），， 其显微组织仅由α相 和残存β相组成，， 不存在ω相、 α″相称非平衡相，， 因而，， α相的描摹和含量是影响其拉伸机能的重要 成分。 由于存在着等轴状初生α相（等轴组织）或粗片层状α相（网篮组织），， 增长了α/β相界面，， 当 TB17钛合金在进行塑性变形时，， 位错在滑移系活动时受到的阻力显著增长［22］ ，， 且故障作用随着α相 体积分数的增长而增大，， 因而合金的拉伸强度获得提高。 由表2可知，， 拥有双态组织特点的TB17钛合金的 抗拉强度（R m ）和屈服强度（R p0.2 ）别离为883 MPa和791 MPa，， 拥有网篮组织特点的 TB17钛合金的 抗拉强度和屈服强度别离为 891 MPa和803 MPa，，同时由于网篮组织的α相含量略高于双态组织，， 因而获得 了较高的抗拉强度和屈服强度。 由于没有α相的存在，， 拥有单一β相组织的TB17钛合金的抗拉强度和屈服强度别离为792 MPa和734 MPa，， 显著低于存在等轴状初生α相或粗片层状α相的抗拉强度和屈服强度。

在拉伸塑性方面，， 由于在固溶冷却过程中保留了大量的残存β相，， 因而TB17钛合金在固溶状态下拥有 较高的延长率（A）和断面收缩率（Z），， 这是由于β相作为体心立方晶格结构（理论上有12个滑移系）的 滑移系远高于α相的密排六方晶体结构（3个滑移系），， 因而从能量的角度来说，， 高度密排的晶面和晶向 最有利于塑性变形中的位错活动，，在宏观上阐发为β相的存在有利于塑性的提高。 同时，， 等轴状α相的塑 性变形能力要强于粗片层状的α相，， 即便在含量一样的情况下，， 拥有等轴状α相的双态组织的拉伸塑性也 要高于拥有粗片层状 α相的网篮组织，， 因而，， 拥有相对较少初生α相的双态组织的拉伸塑性显著高于网 篮组织。 由表 2可知，， 由于固溶冷却过程中没有α相的析出，， 拥有单一β相组织的TB17钛合金拥有最高 的拉伸塑性，，其延长率和断面收缩率别离高达19.6%和60.5%，，而拥有双态组织和网篮组织的TB17钛合金中分 别存在着少量的等轴状初生α相和粗片层状α相，， 其延长率和断面收缩率迅速降落，， 尤其是网篮组织，，延 伸率和断面收缩率别离为 7.3% 和 15.7%，， 别离降低了62.8%和74.0%。

2.2　固溶时效状态下分歧显微组织类型的力学机能

2.2.1　固溶时效状态下的显微组织特点　 

TB17钛合金经固溶时效处置后，， 分歧显微组织特点的显微组织如图6所示。 能够看出，， TB17钛合金经 固溶时效后，， 过饱和固溶体在等温时效过程中会产生分化，， 由残存β相基体上均析出不变的细片层状时效 α相。 但由于选取的铸造工艺和热处置工艺各不一样，， 因而出现出分歧的显微组织特点。 TB17钛合金经 两相区铸造+两相区热处置后的显微组织为双态组织（图6（a）），， 其显微组织由β转变基体上散布着颗粒状初生α相和弥散散布的细片层状时效α相组成，， 其片层α相长度纵横交错，， 跨度比力大，， 重要集中在0.3~1.5 μm，， 但针状片层厚度仅为20~50 nm，， 以约莫60°的夹角交叉散布；； TB17钛合金经两相区铸造+β相区固溶后的显微组织为典型的片层组织（图6（b）），， 由于短缺初生α相的钉扎故障作用，， 次生 α相析出长大为细长状的片层组织，， 同时沿着晶界α相析出了整齐平直分列的α集束。 因而其显微组织由β转变基体上散布着晶界α相、 细片层α集束和细片层晶内α相组成，， 其α集束长度为1.5~3.0 μm，， 晶内α相长度为0.6~1.2 μm，，片层厚度相差不大，， 均为30~80 nm，， 略宽于双态组织，， α集束以平行分列，， 晶内约60°或60°~90°的夹角交叉散布。 TB17钛合金经准β铸造+两相区热处置后的显微组织为网篮组织（图6（c）），， 其显微组织由β转变基体上散布着粗片状初生 α相和弥散散布的细片层状α相组成，， 相对于双态组织和网篮组织，， 其细片层状α相的厚度显著加宽，， 长度则显著降落，， 出现短棒状或盘状结构，， 长径比减小，， 其片层长度为0.5~1 μm，， 片层厚度为50~100 nm，， 以60°~90°的夹角交叉散布。

2.2.2　固溶时效状态下的室温拉伸机能　 

TB17钛合金经固溶时效处置后，， 分歧显微组织特点的室温拉伸机能如表3所示，， 其工程应力-应变曲线 如图7所示。 能够看出，， 经过期效处置后，， 分歧显微组织特点的TB17钛合金均获得了显著的强化成效，， 因而对于亚稳β型钛合金，， 在等温时效过程中析出的细片层状α相是该类合金重要的强化成分，，其物理本 质是弥散析出的细针状α相及其应力场与位错活动之间的交互作用。 随着细针状α相的弥散析出，， 形成了 更多的α/β界面，， 当合金在外部应力作用下进行塑性变形时，， 弥散散布的α/β界面会故障了位错的滑移 ，， 减小了位错的有效滑移长度，，从而增大了位错活动的阻力，， 在宏观上阐发为合金拉伸强度的提高，， 且 随着片层厚度的减小，， 形成的α/β界面越多，， 位错活动受到的阻力就越大，， 合金强度就越高［23］ 。

结合TB17钛合金固溶时效状态下分歧显微组织特点（图6），， 合金在等温时效过程中均析出了细片层状 α相。 拥有双态组织特点的显微组织析出的针状片层厚度为20~50 nm，， 拉伸强度获得了显著的提高，， 其 抗拉强度和屈服强度别离达到了1406MPa和1341 MPa，， 相对于固溶处置时，， 别离提高了523 MPa和550 MPa ；； 拥有片层组织特点的显微组织析出的针状片层厚度为 30~80 nm，， 略宽于双态组织，， 其抗拉强度和屈服强度别离达到了 1392MPa 和1322 MPa，， 相对于固溶处置时，， 别离提高了600 MPa和 588 MPa，， 固然时效态的拉伸强度略低于双态组 织，， 但拉伸强度提高的幅度均高于双态组织；； 而拥有网篮组织特点的显微组织析出的针状片层厚度为 50~100 nm，， 其抗拉强度和屈服强度别离达到了1388 MPa和1316 MPa，， 相对于固溶处置时，， 别离提高了 497 MPa和513 MPa。

相对于固溶状态，， TB17钛合金经时效后拉伸强度提高的幅度不仅与细片层状α相的厚度有关，，还与细 片层状α相体积分数有关。 由于TB17钛合金分歧显微组织特点的时效温度一样，， 因而等温时效后显微组织 中存在的初生 α相与时效α相的体积分数根基一样。 由图2可知，， 固溶处置后，， 双态组织和网篮组织存 在的 α 相体积分数别离为6.08%和8.18%，， 而片层组织晶内干净，， 根基无析出相，， 因而等温时效后析出 的细片层状α相体积分数最多，， 而网篮组织析出的细片层状α相体积分数至少。 而本尝试中，， TB17钛合 金经等温时效后，， 在拉伸强度提高的幅度中，， 片层组织提高的幅度最大，， 双态组织次之，， 而网篮组织最 小，， 这与等温时效后析出的细片层状α相体积分数成正有关关系。

综合以上分析可知，， 等温时效过程中析出的细片层状α相的厚度和等温时效后析出的细片层状α相体 积分数是影响合金拉伸强度的重要成分。而在拉伸塑性方面，， 分歧显微组织特点的合金延长率相差不大，， 整体上偏低，， 而双态组织的断面收缩率要显著高于其他显微组织特点。 结合其显微组织特点（图6），， TB17钛合金经等温时效后，，固然双态组织和网篮组织存在少量的等轴α相或粗片层状α相，， 但其显微组织 仍重要由细片层状α相组成，， 尤其片层组织中存在较多的α集束。 一方面，， 当合金进行塑性变形时，， 位 错容易穿过相互平行的α集束或细片层状α相，， 且垂直滑移距离长并易出现粗滑移带和微区变形不均匀等 景象，， 在晶界处易产生严重的位错塞积，， 从而推进了孔洞的形成和发展，， 容易导致试样过早断裂，， 在宏 观上阐发为塑性偏低。 另一方面，， 由于选取尺度拉伸试样尺寸巨细的试样进行试验，， 且TB17钛合金拥有 优良的淬透性，， 因而即便选取空冷的冷却方式，， 试样也会很迅速的冷却到室温，， 因而在冷却过程中，， 次生α相没有充足的功夫依附存在的 α相形核并长大，， 以至固溶处置后等轴α相或粗片层状α相的体积分数偏低。

2.2.3　固溶时效状态下的断裂韧度　

TB17钛合金经固溶时效处置后，， 分歧显微组织特点的断裂韧度如图8所示。 能够看出，， 经过期效处置 后，， 分歧显微组织特点的TB17钛合金均获得了较高的断裂韧度。 相比力而言，， TB17钛合金在网篮组织状 态 下 获 得 了 最 高 的 断 裂 韧 度 ，， 达 到 了 70.46MPa?m 1/2 ，， 在片层组织下状态下的断裂韧度 次之，，达到了53.38 MPa?m ^1/2 ，， 而双态组织状态下的断裂韧度最低，， 靠近 50 MPa?m ^1/2 （48.98 MPa?m ^1/2 ）。 结合其室温拉伸机能（表3）能够看出，， 当TB17钛合 金选取双态组织时，， 能够获得 1400 MPa-50 MPa?m ^1/2 的强韧性匹配，， 当TB17钛合金选取网 篮组织时，， 能够获得1350 MPa-70 MPa?m 1/2 的强韧性匹配。在断裂韧度方面，， 片层组织和网篮组织要比 等轴组织和双态组织要好。 Brun和Shakhanova［24］ 的钻研批注，， 钛合金的断裂韧度与裂纹扩大蹊径的 崎岖水平有关，， 重要影响成分是 α相的状态和含量。 通常情况下，， 等轴初生α相能够加强合金抗裂纹萌 生的能力，， 而片层α相能够显著加强合金抗裂纹扩大的能力，， 更有利于其断裂韧度的提高，， 这与裂纹扩 展蹊径和崎岖水平有关。 由于α/β相界面的结合能较弱，， 当裂纹由萌生演化为裂纹扩大时，， 其裂纹扩大 的蹊径通常沿α/β相的界面进行，， 当裂纹经过等轴α相晶粒时，， 裂纹能够直接穿过α/β相，，无需亏损更 多能量；； 而当裂纹经过片层α相时，， 由于片层α相的长宽比力高，， 裂纹扩大方向和片层方向不一致时，， 裂纹将产生滞碍效应或被迫扭转扩大方向，， 从而引起裂纹产生偏折和分叉，， 增长了裂纹扩大的总长度，， 从而亏损更多的能量［25-27］ 。

同时，， α片层的宽度也是决定合金断裂韧性的重要成分，， 宽α片层裂纹尖端的孔洞形成所必要的应力 强度要大于细α片层裂纹尖端的孔洞形成所必要的应力强度，， 若α片层断裂所需的能量大于绕过α集束的 能量，， 裂纹则向集束方向偏转［28］ ，， 随着α片层宽度的增长，， 能够有效阻止裂纹在直线方向上扩大，， 从而产生较大的偏转，， 在裂纹扩大过程中亏损较多能量，， 使合金拥有更高的断裂韧性。分歧显微组织特点的TB17钛合金均析出了细片层状 α 相，， 但其片层厚度略有分歧。 由图 6 可知，， 拥有双态组织特点、 片层组织特点和网篮组织特点的片层 厚度别离为20~50，， 30~80和50~100 nm，，出现逐步变宽的趋向，， 同时双态组织拥有少量等轴α相，， 而网篮 组织存在少量的粗片层α相，， 两者的共同作用使得TB17钛合金在网篮组织特点时获得了最高的断裂韧度。

2.3　断口分析

TB17钛合金在双态组织特点时断裂韧度的断口描摹如图9所示。 能够看出，， 双态组织的断裂韧度宏观 断口理论升沉较。ㄍ9（a）），， 断面整体平坦，， 这批注在试样在裂纹扩大过程中的扩大蹊径平直，， 显 微组织对其裂纹扩大的故障能力较弱。 图9（b）为预制裂纹区与扩大区接壤处的断口微观描摹，， 其预制裂 纹区的断口整体平坦，， 出现类似云朵花腔。 微观断口显示断口理论以韧窝为主（图9（c）），， 韧窝周围存在较浅的扯破棱，， 同时能够观察到尺寸不一的解理刻面，， 尺寸较大的解理刻面尺寸为20~30 μm，， 可能与组织中存在的宏观特点有关，， 尺寸较小的解理刻面尺寸为1~2 μm，， 与双态组织中的等轴α相尺寸靠近，， 小尺寸的解理刻面可能是等轴α相断裂导致的。 在扩大区域的微观描摹存在尺寸较小的韧窝（图9（d）），， 这些断口的微观特点都批注双态组织的断裂韧性较差。

TB17钛合金在片层组织特点时断裂韧度的断口描摹如图10所示。 能够看出，， 与双态组织相比，，片层组 织的断裂韧度宏观断口理论升沉水平稍有增长（图10（a）），， 但依然较为平坦，， 同样注明片层组织的裂 纹扩大蹊径平直，， 显微组织对裂纹扩大的故障能力较弱。 这是由于选取的试样尺寸较小，，时效析出的α相 片层极度细。ㄍ10（b）），， 只管片层组织可有效故障裂纹扩大，， 对提高其断裂韧性有利，， 但当片层组织尺寸太小时，， 其对裂纹扩大的故障成效极度有限。 微观断口与双态组织的类似，，以韧窝为主（图10（c）），， 但扯破棱较浅，， 有较多的解理刻面，， 并且在片层组织的断口理论产生了显著的条形韧窝结构（图10（d）），， 这对合金的韧性都极度不利。

TB17钛合金在网篮组织特点时断裂韧度的断口描摹如图11所示。 能够看出，， 与双态组织和片层组织相 比，， 网篮组织的宏观断口较为粗糙（图11（a）），， 注明网篮组织的裂纹扩大扩大蹊径崎岖，， 显微组织对 裂纹扩大的故障能力较强。 粗糙的断口有利于增长裂纹扩大蹊径的崎岖性，， 在裂纹扩大过程中能够吸收更 多的能量，， 从而提高其断裂韧性。 预制裂纹区与扩大区接壤处的断口理论呈纤维状（图11（b）），， 边缘 剪切唇藐小。 于预制裂纹区起头，， 断面可见类似舌状凸起，， 出现大量尺寸不一的韧窝特点（图11（c）） ，， 同时可见二次裂纹存在。断面部门韧窝呈筏排状分列，， 断裂以韧性断裂为主，， 扯破棱不显著，， 部门可 见较为平坦的断面，， 理论为浅韧窝（图11（d））。

3、 结 论

1. TB17钛合金选取两相区铸造+两相区固溶处置后，， 其显微组织由β转变基体上散布着不陆续的初生 α相组成；； 经过等温时效后，， 在亚稳β基体上析出了弥散散布的细片层状时效α相组成，， 片层厚度仅为 20~50 nm。

2. TB17钛合金选取两相区铸造+β相区固溶处置后，， 其固溶态显微组织为单一β相组织，， 无马氏体α "相或次生α相产生；； 经过等温时效后，， 其显微组织由β转变基体上散布着晶界α相、 细片层α集 束和细片层晶内α相组成，， 片层厚度相差不大，， 均为30~80 nm。

3. TB17钛合金经准 β 铸造+两相区固溶处置后，， 其显微组织由残存β相以及其上散布的尺寸不一、 互订交错的粗片层状 α 相组成，， 片层厚度为0.2~0.3 μm；； 经过等温时效后，， 在β转变基体析出了弥散 散布的细片层状α相组成，， 片层厚度为50~100 nm。

4. 固溶处置状态下，， 初生α相的描摹和含量是影响TB17钛合金拉伸机能的重要成分，， 分歧显微组织 下，， 随着初生α相含量的提高，， 其拉伸强度逐步提高，， 而拉伸塑性降落显著。

5. 固溶时效状态下，， 等温时效过程中析出的细片层状α相的厚度和和体积分数是影响合金拉伸强度的 重要成分，， 拉伸强度的提高是细片层状α相的厚度和等温时效后析出的细片层状α相体积分数共同作用的 了局。

6. TB17钛合金显微组织中存在的片层状α相厚度与其断裂韧度成正有关关系，， 且固溶处置后存在的粗 片层状α相的影响更大。

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