1、媒介

钛合金因其强度高、密度低、热强性好、耐蚀性和低温机能优异的特点，，，成为极度重要的结构资料，，，宽泛利用在航空航天、海洋工程以及汽车领域等：：：Ｑ蠡肪掣丛忧壹咛粽叫，，，时常必要克服高盐度、湿润以及强烈的海水冲击和海水侵蚀作用，，，因而对钛合金的冲击韧性提出了更高的要求。但分歧类型的钛合金冲击韧性差距较大，，，例如，，，α型钛合金室温冲击韧性较好，，，钛合金冲击韧性通常在30-50J/cm?；；α+β型的TC4钛合金室温冲击韧性为25-40J/cm?；；纯钛TA1在-40℃的低温冲击试验中冲击韧性为15-20J/cm?。当面对分歧的使用环境，，，选择相宜的钛合金拥有极度重要的意思。

随着钛合金资料在各个领域的宽泛利用与持续推广，，，钛合金也面对越发复杂的服役环境，，，对其强度、韧性、耐侵蚀性等诸多方面都提出了越发严苛的要求。因而，，，深刻探索钛合金微观组织与力学机能之间的对应关系，，，选择相宜热处置工艺以达到最优的热处置机能，，，是钛合金资料利用中极具关键意思的钻研方向。尉文超等的钻研批注，，，钛合金经退火处置后，，，试样中β转变组织增长，，，强度、塑性和韧性相比热轧态均有所提升；；而经固溶时效处置后，，，试样组织产生晶粒细化，，，强度较热轧态显著提高，，，但塑性和韧性有所降低。Lei等钻研了CT20合金在分歧温度下的力学机能，，，得出在20℃时崎岖的裂纹蹊径、位错滑移和变形孪晶的协同作用使CT20达到了最高的冲击韧性。陈军等对Ti700钛合金的钻研了局显示，，，退火温度对钛合金冲击韧性有较大影响，，，在650-850℃处置后试样的冲击韧度为低值区，，，在915℃处置可获得最高值。Jiang等钻研了环轧后的TA31钛合金圆柱形壳体的冲击韧性，，，了局批注，，，裂纹在等轴α相中比在片层α相中传布越发容易。

TA31钛合金是我国自主研发的钛合金商标，，，拥有优异的耐海洋侵蚀个性，，，并且成本较便宜，，，但目前对该钛合金冲击韧性的有关钻研还不美满，，，热处置制度对其微观组织的影响还需进一步的探索。本文针对TA31钛合金板材，，，萦绕其β转变温度，，，选取了3种固溶温度作为对照组，，，探索TA31钛合金固溶温度、微观组织和冲击韧性之间的耦合关系，，，以期为TA31钛合金安全服役提供更系统的数据支持。

2、尝试资料与步骤

本尝试选取规格为400mm×200mm×46mm的TA31钛合金板材，，，其重要合金成分如表1所示。沿着轧制方向（rollingdirection,RD）取规格为55mm×10mm×10mm的冲击试样，，，V型缺口，，，开口朝法向（normaldirection,ND），，，缺口深度为2mm，，，具体尺寸见图1。利用金相法测得TA31钛合金β转变温度为990℃。固溶温度萦绕β转变温度，，，别离设定870、970和1020℃3个温度梯度，，，保温1h后空冷。

表 1 TA31 钛合金成分（w/%）

选取万测PIT系列H型双立柱金属摆锤冲击试验机进行室温冲击尝试，，，尝试尺度凭据GB/T229-2007。试样的微观组织样品制备：：：用SiC砂纸打磨，，，而后用体积比为1:9的高氯酸和冰乙酸电抛液进行电解抛光，，，电解抛光电压为50V，，，电抛功夫在30s左右，，，抛光温度为10-15℃。抛光后使用体积比为1:3:10的氢氟酸、硝酸、去离子水侵蚀剂对试样理论进行侵蚀，，，侵蚀功夫为10s。使用HitachiSU6600扫描电子显微镜和JEOL-2100F透射电子显微镜进行微观组织表征。

3、了局与分析

3.1固溶温度对微观组织的影响

经870℃和970℃固溶1h进行双相区固溶处置的试样的微观组织均由初生α相和β转变组织组成。870℃固溶试样组织中的初生α相大部门沿着轧制方向伸长变形（图2a）。这是由于固溶温度较低且保温功夫不及，，，导致初生α相未能得到充分的回复。图2b为970℃固溶样品的微观组织，，，初生α相组织特点与870℃固溶样品的组织特点类似，，，初生α相产生变形，，，分歧之处在于其初生α相的数量显著削减，，，β转变组织显著增长。这一景象源于固溶温度升高，，，初生α相回溶，，，部门初生α相溶化到β相中，，，在β转变组织的间隙出现了少量的片层α相。当固溶温度超过β转变温度后，，，TA31钛合金的微观组织产生了显著变动，，，如图2c所示。1020℃固溶试样的微观组织出现显著的网篮组织特点，，，在β转变组织上散布着交错分列的片状α相。其中较长的片层状α相将β转变组织分隔成多个区域，，，在这些粗壮的片层α相之间又散布着高密度的藐小的α针片，，，这种交错分列的片状α相，，，使整体形成形似网篮的编织结构。

3.2冲击韧性

图3为分歧固溶温度处置后的TA31钛合金冲击吸收功对比图，，，能够看出，，，随着固溶温度的升高，，，TA31钛合金的冲击吸收功整体呈降落趋向。固溶温度低于β转变温度时，，，随着固溶温度的升高，，，冲击吸收功降落较少。当固溶温度升高到β转变温度以上时，，，冲击吸收功降落显著。

裂纹萌生阶段所必要的能量源自资料在受力初始阶段内部微观结构产生的塑性变形；；为遏制裂纹的进一步发展，，，资料通过持续亏损能量来进行抵抗，，，这部门在裂纹扩大过程中被资料吸收并耗散的能量，，，即界说为该阶段的吸收功。图3中的了局显示，，，固溶温度对TA31钛合金的裂纹萌生功影响较小，，，分歧固溶温度处置后的试样裂纹萌生功不变在20J左右。而随着固溶温度的升高，，，裂纹扩大功变动趋向与冲击吸收功高度一致，，，注明冲击吸收功重要取决于裂纹扩大。

随着固溶温度的升高，，，溶质原子的溶化水平增大，，，位错在移动过程中受到的阻力减小，，，导致裂纹在扩大阶段所吸收的能量削减。而拥有双态组织的样品拥有更高体积分数的β转变组织，，，其上散布的拥有随机取向的片层状α相使裂纹在组织之间的扩大受到显著故障，，，同时，，，大量的初生α相也为合金的塑性变形提供了足够的变形能力，，，从而进一步提高了试样整体的冲击韧性。

3.3断口描摹

合金的断口描摹通常是判断资料断裂方式和塑性变形能力的重要凭据。图4为870、970和1020℃固溶样品的冲击断口宏观描摹，，，图片底部为V型缺口，，，从下至上顺次为裂纹萌生区和扩大区。能够看出，，，870和970℃固溶试样的断口描摹高度类似。断口理论均呈银亮色，，，在裂纹扩大区理论能够清澈地观察到层状散布的扯破棱。这些层状扯破的方向与主裂纹的扩大蹊径垂直，，，能够有效地故障裂纹的扩大。这种层状增韧的断裂方式增长了资料抵抗断裂的能力，，，使资料拥有更高的冲击韧性。经对比，，，870℃固溶试样的断口相较于970℃试样的断口升沉显著更大，，，注明它在裂纹扩大阶段经历越发剧烈的塑性变形，，，在裂纹扩大过程中吸收了更多的能量。

在1020℃固溶的前提下，，，试样的断口描摹产生了显著变动，，，不再显露出层状断裂的典型迹象。取而代之的是断口上宽泛且随机地散布着大量藐小的扯破棱。同时，，，这些扯破棱之间还散布着光亮的解离刻面，，，从宏观上阐发出凹凸升沉的特点，，，属于准解理断裂断口描摹。这种断口描摹的形成重要是由网篮组织中片层方向的非均匀性导致的。当裂纹在资猜中扩大时，，，由于片层方向的随机变动使得裂纹在扩大过程中必要频仍扭转扩大方向，，，从而导致断口理论变得崎岖复杂。交错的α片层组成的这种网篮组织使得裂纹在扩大过程中偏差沿着α片层的界面进行传布，，，由于α片层间结合强度不及，，，当资料接受冲击载荷时，，，裂纹优先沿片层界面萌生并形成急剧扩大通道。这种弱界面个性导致裂纹在扩大过程中不足有效的能量耗散机制，，，最终出现出裂纹失稳扩大特点，，，进而导致资料对冲击能量的吸收能力受限，，，宏观上阐发为较低的冲击韧性值。

为了更深刻地探索TA31钛合金的组织结构与冲击功之间的关联，，，对在870、970和1020℃下进行固溶处置的样品进行了微观断口分析，，，出格关注了起裂区和裂纹扩大区的描摹特点，，，了局如图5所示。870℃固溶样品的起裂区和970℃固溶样品的起裂区较为类似，，，在起裂区理论都存在着较多的微孔，，，属于韧窝断裂型起裂描摹。这些微孔是由于初生α相与β转变组织在受到冲击载荷时，，，在两相界面处产生了应力集中，，，导致界面分离，，，从而形成了大量的孔洞。而1020℃固溶样品的起裂区描摹与870和970℃固溶样品分歧，，，其起裂区由较小的韧窝和准解理平台组成，，，是典型的准解理起裂描摹。从整体上看，，，固溶温度的变动对于样品起裂区描摹的影响较小，，，因而裂纹萌生功相差较小。

同样，，，对3种分歧固溶温度处置的样品的裂纹扩大区描摹进行了对比。870℃固溶样品的裂纹扩大区描摹如图5d所示，，，该区域内密集散布着尺寸均匀的韧窝，，，且这些韧窝中心均含有小尺寸的微孔；；随着固溶温度升高，，，970℃固溶样品的裂纹扩大区也是由较为密集的韧窝组成，，，靠近大孔洞左近的韧窝尺寸较大，，，其余部门韧窝尺寸较小，，，见图5e。不难发现，，，870和970℃固溶样品的裂纹扩大区理论都出现了层状开裂的特点，，，均横向散布在断口理论。1020℃固溶样品的裂纹扩大区描摹与前两者齐全分歧，，，其裂纹扩大区是由凹凸升沉的扯破脊组成，，，且扯破脊上散布有较为密集的小韧窝，，，如图5f所示。这种特殊描摹的形成与其网篮组织密不成分，，，网篮组织中α片层的分歧取向会导致其在受到冲击载荷作用时阐发出分歧的变形行为。当裂纹穿过分歧取向的α片层时，，，由于各片层的塑性变形能力分歧，，，导致裂纹两侧变形不协调，，，从而产生了这种扯破描摹。由以上微观组织特职能够看出，，，裂纹扩大区是影响TA31钛合金冲击韧性的关键区域，，，该区域内散布均匀且密集的韧窝结构能够显著提升资料的冲击韧性。

为进一步了了各样品的变形特点，，，对样品的断口纵剖面进行了详细的显微组织表征，，，深刻分析各类组织在冲击载荷作用下的具体变形行为。除此之外，，，观察冲击断口纵剖面也是判断资料是否存在内部缺点，，，如同化物、气孔和微裂纹等的重要伎俩。图6所示为TA31钛合金经分歧固溶温度处置后的微观断口纵剖面描摹。在870℃固溶试样断口纵剖面上观察到靠近断口处的初生α相和β转变组织都参加协调了合金的整体塑性变形，，，具体阐发为该区域内的初生α相和β转变组织都产生了显著的弯曲变形，，，如图6a中圈出区域所示。随着固溶温度提升至970℃，，，样品中的β转变组织增长，，，等轴状的初生α相削减，，，拥有细片层析出相的β转变组织在冲击载荷作用下不易产生变形，，，因而只有初生α相和靠近主裂纹区域的少部门β转变组织参加变形，，，相应地，，，其变形区域显著缩小，，，如图6b所示。在1020℃固溶处置后的试样中，，，靠近断口的网篮组织展示出了相对较小的变形水平领域，，，并且在断口邻近区域存在较多凹陷。这些景象可归因于冲击过程中应力散布的不均匀性，，，导致在应力集中的缺口部位产生终部门的屈服和塑性变形。网篮组织的片层天堑原子结合力低，，，因而裂纹在穿越这些区域所需的能量较低；；诖，，，1020℃固溶样品裂纹扩大功显著低于870和970℃固溶样品的裂纹扩大功。

图7为经970和1020℃固溶处置后的冲击断口纵剖面的EBSD了局。970℃固溶态的试样在冲击过程中，，，有较多晶粒参加变形，，，在图7b所示的反极图（inversepolefigure,IPF）照片中阐发为较多晶粒内部部门区域出现了取向色彩变动，，，这一景象批注在冲击过程中各晶粒协调变形时样品吸收了较多的能量。进一步分析图7c所示的核均匀取向差（Kernelaveragemisorientation,KAM）照片，，，970℃固溶态冲击样品中高取向差区域集平散布于晶界区域，，，批注该区域存在显著位错堆积。值妥贴心的是，，，晶界拥有较高的界面能个性。这种高界面能状态为晶界处可动位错源的激活提供了有利前提。当部门应力达到肯定水平时，，，晶界处的可动位错源被激活，，，起头发射位错。这些新发射的位错会在晶粒内部活动，，，通过位错之间的相互作用、位错攀移和滑移等机制，，，有效缓解晶界左近的部门应力集中，，，从而延缓裂纹形核过程并实现增韧成效。相比之下，，，1020℃固溶处置的样品晶粒尺寸显著增大，，，在一样倍数下的IPF中出现出单一的取向色彩，，，如图7e所示。凭据1020℃固溶态冲击样品的KAM照片显示（图7f），，，由于晶界处取向差较大，，，同时晶粒尺寸较大，，，导致晶界数量相对较少，，，且取向差散布不均匀，，，这些成分共同使得资料的KAM值较低。KAM值低批注资料内部晶粒的取向差相对较小，，，位错密度也相对较低，，，即资猜中可供活动的位错数量有限。因而，，，在遭逢冲击变形时，，，资料难以凭借位错滑移、攀移等塑性变形机制来有效适应外力作用。这导致该样品阐发出较低程度的冲击韧性。

4、结论

（1）TA31属于近α钛合金，，，当固溶温度（870℃）低于β转变温度时，，，组织组成为椭圆状的初生α相和β转变组织。随着固溶温度升高至970℃，，，初生α相削减，，，β转变组织增长，，，还有少量的次生α相散布在β转变组织内部。当固溶温度（1020℃）高于β转变温度时，，，片状α相出现交错散布的状态，，，资料的组织转变为网篮组织。

（2）TA31钛合金的冲击韧性随着固溶温度的升高逐步降低，，，裂纹扩大功对冲击吸收功提供重要贡献。在β转变温度以下时，，，随着固溶温度升高，，，初生α相产生回溶，，，初生α相削减，，，β转变组织增多，，，β转变组织含量过多或散布不均匀，，，会在相界面处形成应力集中，，，在冲击载荷作用下，，，这些应力集中点容易引发裂纹，，，降低资料的冲击韧性。在β转变温度以上热处置后，，，由于网篮组织中的α片层之间的原子结合力较弱，，，受到冲击后裂纹容易沿着α片层天堑扩大，，，裂纹扩大功较低，，，资料冲击韧性小。

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