TC21钛合金（Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Cr-Nb-S）是我国自主研制的一种α＋β型高危险容限钛合金，随着危险容限设计准则的尝试，对飞机结构件的要求也随之提高，出格是如承重梁、发起机框架等对综合力学机能要求较高的承力部件，其对强度与韧性有较高要求［1-3］。

TC21钛合金的铸造工艺对其力学机能有较大影响，但铸造引起的固态相变比力复杂，且成熟的铸造工艺不易调整，相较而言，热处置能够更为矫捷地调整TC21钛合金的组织与机能［4-7］。

Ｔａｒíｎ等［8］钻研了Ti-17合金在分歧热处置工艺下的相变行为和力学机能，Ｗａｎｇ等［９］探索急剧淬火后TC21钛合金的相变个性，揭示了相变的法规。ＥｌSｈａｅｒ等［10］钻研了冷变形与热处置对TC21钛合金的影响，钻研批注，固溶后进行时效处置可能提高合金的硬度与耐磨性。Sｈａｏ等［11］钻研了等轴α相与次生α相对裂纹的影响，钻研批注，TC21钛合金的变形和裂纹肇始重要产生在α／β相界和α相／β转变组织界。

在现实出产利用中，对TC21钛合金的综合力学机能有分歧的要求，由于零部件的铸造出产工艺不易调整，而后续的热处置工艺调整较为方便，故通过调整热处置工艺进一步改善钛合金的显微组织和提升锻态TC21钛合金的综合机能是比力有效、可行的蹊径［12-15］。本文通过钻研固溶和时效处置过程中温度的变动对TC21钛合金微观结构及力学机能的影响，为TC21钛合金通过热处置技术进行组织与机能的精密调节提供理论和实际上的参考。此项工作不仅揭示了温度调整在优化TC21钛合金机能中的重要性，同时也为后续的资料工程钻研提供了数据支持。

1、试验资料与步骤

试验合金选用16mm×16mm×80mm的锻态TC21钛合金，其相变点为Ｔβ＝（９60±5）℃，化学成分如表1所示，显微组织如图1所示。

经Ｉｍａｇｅ-ＰｒｏＰｌｕS6.0丈量，其中初生α相（等轴α相＋片状α相）面积分数约为46.8％。将试验合金在SＴＭ-12-12箱式电阻炉中进行热处置试验，别离经880、９00和９20℃固溶2ｈ后空冷，再别离经500、5９0和650℃时效4ｈ后空冷。将热处置试样进行研磨与抛光，制成金相试样，而后用Ｋｒｏｌｌ'S侵蚀剂进行侵蚀，洗濯吹干后使用ＤＥＭ-300Ｍ型光学显微镜观察其显微组织，使用ＥＶＯＭＡ15型扫描电镜进一步观察其次生α相与断口描摹。依照GB/T228.1—2021《金属资料拉伸试验第1部门：室温试验步骤》尺度在S13-65481微机节制电子全能试验机上进行室温拉伸试验，拉伸试样尺寸如图2所示。

2、试验了局与会商

2.1固溶温度对TC21钛合金组织和机能的影响

TC21钛合金的初始微观组织出现出典型的双态个性（见图1），重要蕴含两类α相，即状态各别的等轴α相以及沿着β转变组织的基体散布的片状α相，这两种相的总体积占比不超过50％［16］。通过Ｉｍａｇｅ-ＰｒｏＰｌｕS6．0分析出TC21钛合金的初生α相占比约46.8％。

这样的微观结构赋予了TC21钛合金杰出的综合力学机能，使其在资料工程和合金设计领域享有宽泛的利用潜力。

经过固溶＋时效处置的铸造TC21钛合金，其微观结构由等轴α相和β相组成，这些等轴α相在巨细、状态及占譬喻面展示多样性。图3和图4为固溶和固溶＋时效处置后TC21钛合金的微观组织。从图3能够看出，随着固溶温度的升高，等轴α相在状态、尺寸及占比上存在显著变动。通过Ｉｍａｇｅ-ＰｒｏＰｌｕS6.0分析得出，分歧固溶＋时效处置后试样中等轴α相占好比图5所示。

可见，时效温度一样时，随着固溶温度的升高，等轴α相的占比削减，且当固溶温度靠近相变点时，等轴α相会加快转变［17］。时效处置的参与对这一变动法规并无显著影响，注明等轴α相重要受固溶温度的影响。

固溶温度的变动引起试样中等轴α相的占比与尺寸的变动，而资料组织决定其机能［18］。图6为分歧固溶＋时效处置后TC21钛合金的力学机能。从图6（ａ，ｂ）能够看出，固溶温度较低时（880和９00℃），TC21钛合金的屈服强度变动较小，500℃与5９0℃时效试样的抗拉强度呈减小趋向，650℃时效试样的抗拉强度有较小增长，在10MPa左右，但当固溶温度为９20℃时，屈服强度与抗拉强度都有较大的提升，与显微组织的变动相吻合。总体上来看，随着固溶温度的升高，TC21钛合金屈服强度整体上呈增大趋向，这与组织变动缜密有关。当固溶温度升高时，试样中等轴α相占比不休削减，相应的转变β组织占比就会增大，转变β组织中因时效处置析出了大量次生α相（如图7所示），产生大量的α／β相界面，而相界面可能故障滑移的进行，使得TC21钛合金的变形更作难题，因而随着固溶温度升高，合金强度增大。

从图6（ｃ）能够看出，TC21钛合金的断后伸长率随固溶温度的变动幅度不大，各组数据的变动趋向不一致，但整体都散布在5％～8％领域内。结合图5能够看出，其时效温度为500℃和540℃时，随着固溶温度由880℃升高至９00℃，等轴α相占比削减，但塑性反而增大。通常情况下，等轴α相含量的增长会提高钛合金的塑性，这是由于α相通常比β相更软，更容易产生塑性变形［19］，此类景象通常产生在初生等轴α相的体积分数较低时（通常低于15％～20％），钛合金塑性与等轴α相含量呈正有关；；；但当组织中等轴α含量较高时（通常高于15％～20％），随等轴α相含量变动，合金塑性变动受其影响较。20-21］。

其时效温度为650℃时，随着固溶温度的提高，合金的强度相应上升，但塑性却出现显著的降落趋向，这种景象的原因在于双相钛合金中转变β组织对强度所起的主导作用。转变β组织中的次生α相与残留的β相形成了大量的α／β相界面。在拉伸变形过程中，TC21钛合金的重要变形机制是位错滑移，而这些α／β相界面会故障滑移的进行，从而起到了强化合金的作用。因而，随着固溶温度的升高，这种强化效应加强，导致了合金的塑性降落。

钛合金的塑性重要受到初生等轴α相的影响。等轴α相通常拥有较好的塑性变形能力，这是由于等轴α相的六方密排结构（HCP）相较于β相的体心立方结构（BCC），在室和善较低温度下可能更容易地通过滑移机制产生塑性变形。因而，组织中含有较多等轴α相的合金阐发出较好的塑性［22］。在两相区温度（760～970℃）下进行固溶时，随着固溶温度的升高，合金中的初生等轴α相逐步向β相转变，随后的时效处置重要影响次生α相，因而合金的强度总体上升，而塑性则相反，呈降落的趋向［23］。

2.2时效温度对显微组织和力学机能的影响

从图4能够看出，时效温度相对于固溶温度较低，所以在经过分歧温度时效处置后，TC21钛合金的等轴α相的状态与含量在光学显微组织中变动不显著。对比图4和图7能够看出，只管TC21钛合金在固溶温度升高下的微观结构维持不变，但其次生α相的尺度和比例产生了显著变动。时效处置的主题指标是通过在亚稳态β相中促使次生α相的析出，以实现合金的强化，同时还需维持合金的肯定塑性。因而，在选按时效温度时，既要两全强度与塑性的平衡，也要预防ω相的形成，由于ω相的析出固然能强化合金，但可能会导致脆性增长。通常情况下，钛合金的时效温度领域定在400～650℃［22］。

时效对合金强化的成效通常随时效温度的升高先增后减，与此同时，塑性阐发出相反的趋向。由图6（ａ，ｂ）可见，固溶温度一样时，时效处置能显著提高TC21钛合金的屈服强度和抗拉强度，这是由于时效过程中亚稳β相析出的次生α相和残留β相共同形成了以次生α相加强的残留β基体结构。随着时效温度的上升，TC21钛合金的屈服强度首先增长而后降落，而抗拉强度整体呈降落趋向。以９20℃固溶处置试样为例，在500℃时效4ｈ后，其屈服强度为1225MPa，其时效温度达到5９0℃时，屈服强度上升至最高值1237.7MPa，但进一步增至650℃时，屈服强度反而降落至1194.3MPa。产生这一景象的原因是低时效温度下次生α相以藐小针状状态弥散析出，随着时效温度的升高，其弥散度和强化成效增大，但高温下针状α相的增长驱动力通过扩散作用导致相界迁徙，形成较大尺寸的α相，从而降低了强化成效［23-24］。如图6（ｂ）所示，随着时效温度的升高，抗拉强度降落趋向加剧，批注次生α相的增长匹敌拉强度有更显著的影响。

从图6（ｃ）能够看出，当固溶温度一样时，随着时效温度的升高，塑性在一个较小领域内变动，阐发为先降低后增长的趋向，注明时效温度对TC21钛合金塑性的影响相对较小。因而，选择5９0℃作为时效温度较为相宜，既能维持强化成效又能维持相宜的塑性。

固溶处置使合金组织内天生亚稳β相，时效处置让亚稳相分化，天生次生α相，从而达到强化成效。

从图4能够看出，时效温度的变动对等轴α相影响较小，但通过图7能够看出，β相中有次生α相析出。其时效温度为500℃时，此时温度相对较低，次生α相在β基体上的析出相对较少，尺寸较细。7（ａ））；；；随着时效温度的升高，次生α相析出较快，并不休长大，产生粗化。当温度升高到5９0℃时，次生α相的弥散水平增大，但长大不显著（见7（ｂ）），随着时效温度升高到650℃，次生α相显著长大（见图7（ｃ））。

结合图6与图7能够看出，其时效温度从500℃上升到5９0℃时，TC21钛合金的屈服强度增大，断后伸长率变动不显著，注明次生α相的弥散水平增大对其屈服强度有显著影响，但对塑性影响不大。其时效温度从5９0℃升至650℃后，次生α相显著粗化，屈服强度随之降落，断后伸长率增大，这注明随着次生α相的粗化，TC21钛合金的塑性增大，屈服强度减小。

试验批注，时效温度对TC21钛合金中初生α相的影响较小，但对次生α相有显著影响，在相宜的温度区间内升高时效温度，可起到增大次生α相弥散度进而增大合金强度而不影响塑性的作用。但其时效温度过高时，次生α相粗壮且形核率低，使钛合金的强度降低，塑性增大，所以必要选择相宜的时效温度，结合显微组织与力学机能综合分析，时效温度选择5９0℃较为合理。

2.3拉伸断口SＥＭ分析

为钻研分歧热处置工艺所得TC21钛合金的断裂机理，对其拉伸断口进行SＥＭ分析，断口描摹如图8所示。其时效温度为5９0℃时，TC21钛合金的宏观断口呈暗灰色，没有金属光泽且都有显著的颈缩景象，断面与拉伸方向呈45°角，有较宽的剪切唇如图8（ａ～ｃ）所示。从图8（ｄ～ｆ）的微观断口能够看出，试样拉伸断口描摹大体一致，都为等轴状韧窝描摹，均为韧性断裂，重要断裂方式阐发为微孔荟萃断裂。对比图8（ｄ～ｆ）能够看出，分歧固溶温度下拉伸断口的韧窝巨细类似，但９00℃固溶试样的韧窝稍浅，其描摹演变法规与图6（ｃ）伸长率变动法规相符，分歧固溶温度下经5９0℃时效4ｈ试样的塑性变动不大，其中９00℃固溶试样韧性最差。

当固溶温度为９20℃时，分歧时效温度下TC21钛合金的拉伸断口的宏观描摹与微观描摹类似，也均为韧性断裂。对比图8（ｆ，ｉ，ｇ）能够发现，试样拉伸断口的韧窝巨细与深度根基类似，注明时效温度对TC21钛合金塑性的影响微乎其微。650℃时效试样的韧窝尺寸要比500和5９0℃时效试样稍大，且更深一些，注明650℃时效4ｈ的试样塑性相对较好，与前文数据相吻合。

TC21钛合金的韧性变动不显著的原因在于：试样均经过统一温度固溶，时效温度对TC21钛合金中等轴α相的状态和比例产生的影响相对较小。在合金经历塑性变形的过程中，应力偏差于在等轴α相与β相基体之间的界面集中，这种景象可能促使α／β界面处天生藐小的孔隙［25］。所以当等轴α相含量大体一样的情况下，合金拉伸时产生的微孔机率也大体一样，这就造成经过统一温度固溶处置，但时效温度分歧的3个试样的塑性变动不大，断口描摹之间没有显著变动。

3、结论

1）固溶温度对TC21钛合金的初生α相有较大影响。当固溶温度为880～９20℃时，随着固溶温度的升高，TC21钛合金的显微组织中初生α相占比不休削减。随着固溶温度靠近相变点，α→β转调换快。

2）时效温度重要影响TC21钛合金次生α相的含量和状态。在统一固溶温度下（880～９20℃），随着时效温度的升高（500～650℃），次生α相析出加快，发成长大和粗化。经过一样温度固溶处置后，5９0℃时效4ｈ能得到比力藐小致密的次生α相。

3）初生α相对TC21钛合金的塑性有较大影响，次生α相重要影响TC21钛合金的强度。

4）经９20℃×2ｈ固溶＋5９0℃×4ｈ时效处置后，锻态TC21钛合金拥有良好的综合力学机能，屈服强度为1237.7MPa，抗拉强度为1322.0MPa，断后伸长率为5.75％。

参考文件：

［1］赵永庆，葛鹏，辛社伟.近五年钛合金资料研发进展［Ｊ］.中国资料进展，2020，3９（S1）：527-534，557-558．

ＺｈａｏＹｏｎｇｑｉｎｇ，ＧｅＰｅｎｇ，ＸｉｎSｈｅｗｅｉ.ＰｒｏｇｒｅSSｅSｏｆＲ＆ＤｏｎTi-AlｌｏｙｍａｔｅｒｉAlSｉｎｒｅｃｅｎｔ5ｙｅａｒS［Ｊ］.ＭａｔｅｒｉAlSＰｒｏｇｒｅSSｉｎＣｈｉｎａ，2020，3９（S1）：527-534，557-558．

［2］ＦｅｉＹＨ，ＺｈｏｕＬ，ＱｕＨＬ，ｅｔAl.ＴｈｅｐｈａSｅａｎｄｍｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆTC21Alｌｏｙ［Ｊ］.ＭａｔｅｒｉAlSSｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，2008，4９4（1／2）：166-172．

［3］张利军，田军强，周中波，等.热处置制度对TC21钛合金锻件组织及力学机能的影响［Ｊ］.中国资料进展，200９，28（S2）：84-87．

ＺｈａｎｇＬｉｊｕｎ，TiａｎＪｕｎｑｉａｎｇ，ＺｈｏｕＺｈｏｎｇｂｏ，ｅｔAl.ＥｆｆｅｃｔSｏｆｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｏｎｍｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅSａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃAlｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅSｏｆTC21TiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙｆｏｒｇｉｎｇS［Ｊ］.ＭａｔｅｒｉAlSＣｈｉｎａ，200９，28（S2）：84-87．

［4］赵彦蕾，李伯龙，朱知寿，等.热处置温度对TC21钛合金微观组织的影响［Ｊ］.资料热处置学报，2011，32（1）：14-18．

ＺｈａｏＹａｎｌｅｉ，ＬｉＢｏｌｏｎｇ，ＺｈｕＺｈｉSｈｏｕ，ｅｔAl.ＥｆｆｅｃｔｏｆｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｏｎｍｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆTC21TiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙ［Ｊ］.ＴｒａｎSａｃTiｏｎSｏｆＭａｔｅｒｉAlSａｎｄＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔ，2011，32（1）：14-18．

［5］胡生双，孟晓川，王清，等.双重退火工艺对TC21钛合金力学机能和断口描摹的影响［Ｊ］.金属热处置，2020，45（5）：110-114．

ＨｕSｈｅｎｇSｈｕａｎｇ，ＭｅｎｇＸｉａｏｃｈｕａｎ，ＷａｎｇＱｉｎｇ，ｅｔAl.ＥｆｆｅｃｔｏｆｄｏｕｂｌｅａｎｎｅAlｉｎｇｐｒｏｃｅSSｏｎｍｅｃｈａｎｉｃAlｐｒｏｐｅｒTiｅSａｎｄｆｒａｃｔｕｒｅMoｒｐｈｏｌｏｇｙｏｆTC21TiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙ［Ｊ］.ＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔｏｆＭｅｔAlS，2020，45（5）：110-114．

［6］胡志杰，冯军宁，马忠贤，等.我国钛及钛合金热处置尺度近况［Ｊ］.金属热处置，2021，46（3）：243-246．

ＨｕＺｈｉｊｉｅ，ＦｅｎｇＪｕｎｎｉｎｇ，ＭａＺｈｏｎｇｘｉａｎ，ｅｔAl.ＣｕｒｒｅｎｔSｔａｔｕSｏｆｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔSｔａｎｄａｒｄSｆｏｒTiｔａｎｉｕｍａｎｄTiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙS［Ｊ］.ＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔｏｆＭｅｔAlS，2021，46（3）：243-246．

［7］李佳潼，刘冉，朱远志，等.ＴＣ18钛合金热处置过程中α相的等轴化行为［Ｊ］.金属热处置，2018，43（8）：60-64．

ＬｉＪｉａｔｏｎｇ，ＬｉｕＲａｎ，ＺｈｕＹｕａｎｚｈｉ，ｅｔAl.ＩSｏｍｅｒｉｚａTiｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｏｆａｐｈａSｅｄｕｒｉｎｇｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｏｆＴＣ18TiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙ［Ｊ］.ＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔｏｆＭｅｔAlS，2018，43（8）：60-64．

［8］ＴａｒíｎＰ，ＦｅｒｎáｎｄｅｚＡＬ，SｉｍóｎＡＧ，ｅｔAl.ＴｒａｎSｆｏｒｍａTiｏｎSｉｎｔｈｅTi-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr（Ti-17）AlｌｏｙａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃAlａｎｄｍｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒAlｃｈａｒａｃｔｅｒｉSTiｃS［Ｊ］.ＭａｔｅｒｉAlSSｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，2006，438-440：364-368．

［９］ＷａｎｇＹＨ，ＫｏｕＨＣ，ＣｈａｎｇＨ，ｅｔAl.ＩｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆSｏｌｕTiｏｎｔｒｅａｔｍｅｎｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｏｎｐｈａSｅｔｒａｎSｆｏｒｍａTiｏｎｏｆTC21Alｌｏｙ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉAlSSｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，200９，508（1／2）：76-82．

［10］ＥｌSｈａｅｒＲＮ，ＩｂｒａｈｉｍＫＭ．ＥｆｆｅｃｔｏｆｃｏｌｄｄｅｆｏｒｍａTiｏｎａｎｄｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｏｎｍｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃAlｐｒｏｐｅｒTiｅSｏｆTC21TiAlｌｏｙ［Ｊ］.ＴｒａｎSａｃTiｏｎSｏｆＮｏｎｆｅｒｒｏｕSＭｅｔAlSSｏｃｉｅｔｙｏｆＣｈｉｎａ，2020，30（5）：12９0-12９９．

［11］SｈａｏＨ，ＺｈａｏＹＱ，ＧｅＰ，ｅｔAl.CrａｃｋｉｎｉTiａTiｏｎａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃAlｐｒｏｐｅｒTiｅSｏｆTC21TiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙｗｉｔｈｅｑｕｉａｘｅｄｍｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉAlSSｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，2013，586：215-222．

［12］李周波，刘云，刘翔，等.热处置工艺对钛合金油管组织与力学机能的影响［Ｊ］.热加工工艺，2022，51（16）：127-130，134．

ＬｉＺｈｏｕｂｏ，ＬｉｕＹｕｎ，ＬｉｕＸｉａｎｇ，ｅｔAl.ＥｆｆｅｃｔSｏｆｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｐｒｏｃｅSSｏｎｍｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃAlｐｒｏｐｅｒTiｅSｏｆTiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙｔｕｂｉｎｇ［Ｊ］.ＨｏｔＷｏｒｋｉｎｇＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，2022，51（16）：127-130，134．

［13］ＬｉｕＷＹ，ＬｉｎＹＨ，ＣｈｅｎＹＨ，ｅｔAl．ＥｆｆｅｃｔｏｆｄｉｆｆｅｒｅｎｔｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔSｏｎｍｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃAlｐｒｏｐｅｒTiｅSｏｆTi6Al4ＶTiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙ［Ｊ］.ＲａｒｅＭｅｔAlＭａｔｅｒｉAlSａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，2017，46（3）：634-63９．

［14］SｈｉＺＦ，ＧｕｏＨＺ，ＨａｎＪＹ，ｅｔAl.ＭｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃAlｐｒｏｐｅｒTiｅSｏｆTC21TiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙａｆｔｅｒｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔ［Ｊ］.ＴｒａｎSａｃTiｏｎSｏｆＮｏｎｆｅｒｒｏｕSＭｅｔAlSSｏｃｉｅｔｙｏｆＣｈｉｎａ，2013，23（10）：2882-288９．

［15］ＷａｎｇＹＬ，SｏｎｇＸＹ，ＭａＷ，ｅｔAl.ＭｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｔｅｎSｉｌｅｐｒｏｐｅｒTiｅSｏｆTi-62421SAlｌｏｙｐｌａｔｅｗｉｔｈｄｉｆｆｅｒｅｎｔａｎｎｅAlｉｎｇｔｒｅａｔｍｅｎｔS［Ｊ］.ＲａｒｅＭｅｔAlS，2018，37（7）：568-573．

［16］石志峰.TC21钛合金工艺优化及组织机能关系钻研［Ｄ］.西安：西北工业大学，2016：5-6．

［17］汪冠玺.热处置对TC21钛合金组织和机能的影响［Ｊ］.河南科技，2014，552（22）：56-57．

ＷａｎｇＧｕａｎｘｉ.ＥｆｆｅｃｔｏｆｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｏｎｍｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｐｒｏｐｅｒTiｅSｏｆTC21TiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙ［Ｊ］.ＨｅｎａｎSｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，2014，552（22）：56-57．

［18］ＴａｎＣS，SｕｎＱＹ，ＸｉａｏＬ，ｅｔAl.SｌｉｐｔｒａｎSｍｉSSｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒａCrｏSSα／βｉｎｔｅｒｆａｃｅａｎｄSｔｒｅｎｇｔｈｐｒｅｄｉｃTiｏｎｗｉｔｈａMoｄｉｆｉｅｄｒｕｌｅｏｆｍｉｘｔｕｒｅSｉｎTC21TiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙ［Ｊ］.ＪｏｕｒｎAlｏｆAlｌｏｙSａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄS，2017，724：112-120．

［19］雷鹏.ＴＣ16钛合金热处置工艺对微观组织演变及力学机能的影响［Ｄ］.长春：吉林大学，2022．

［20］ＷａｎｇＹＨ，ＫｏｕＨ，ＣｈａｎｇＨ，ｅｔAl.ＩｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆSｏｌｕTiｏｎｔｒｅａｔｍｅｎｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｏｎｐｈａSｅｔｒａｎSｆｏｒｍａTiｏｎｏｆTC21Alｌｏｙ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉAlSSｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，200９，508（1／2）：76-82．

［21］ＩｖａSｉSｈｉｎＯＭ，ＭａｒｋｏｖSｋｙＰＥ，SｅｍｉａTiｎSＩ，ｅｔAl.ＡｇｉｎｇｒｅSｐｏｎSｅｏｆｃｏａｒSｅ-ａｎｄｆｉｎｅ-ｇｒａｉｎｅｄTiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙS［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉAlSSｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，2005，405（1／2）：2９6-305．

［22］张民.热处置对TC21钛合金组织和机能的影响［Ｄ］.西安：西北工业大学，2004．

［23］唐斌，王义红，寇宏超，等.TC21合金低温时效过程中的马氏体分化机制［Ｊ］.资料热处置学报，2012，33（1）：4９-53．

ＴａｎｇＢｉｎ，ＷａｎｇＹｉｈｏｎｇ，ＫｏｕＨｏｎｇｃｈａｏｅｔAl．ＭｅｃｈａｎｉSｍｏｆｍａｒｔｅｎSｉｔｅｄｅｃｏｍｐｏSｉTiｏｎｄｕｒｉｎｇｌｏｗｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｇｅｉｎｇｐｒｏｃｅSSｆｏｒTC21Alｌｏｙ［Ｊ］.ＴｒａｎSａｃTiｏｎSｏｆＭａｔｅｒｉAlSａｎｄＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔ，2012，33（1）：4９-53．

［24］朱宝辉，曾卫东，陈林，等.固溶时效工艺对Ti-6Al-6Ｖ-2Sn钛合金棒材组织及机能的影响［Ｊ］.中国有色金属学报，2018，28（4）：677-684．

ＺｈｕＢａｏｈｕｉ，ＺｅｎｇＷｅｉｄｏｎｇ，ＣｈｅｎＬｉｎ，ｅｔAl.ＩｎｆｌｕｅｎｃｅSｏｆSｏｌｕTiｏｎａｎｄａｇｉｎｇｔｒｅａｔｍｅｎｔｐｒｏｃｅSSｏｎｍｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃAlｐｒｏｐｅｒTiｅSｏｆTi-6Ａ-6Ｖ-2SnTiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙｒｏｄS［Ｊ］．ＴｈｅＣｈｉｎｅSｅＪｏｕｒｎAlｏｆＮｏｎｆｅｒｒｏｕSＭｅｔAlS，2018，28（4）：677-684．

［25］ＴｅｒｌｉｎｄｅＧＴ，ＤｕｅｒｉｇＴＷ，ＷｉｌｌｉａｍSＪＣ.ＭｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅ，ｔｅｎSｉｌｅｄｅｆｏｒｍａTiｏｎ，ａｎｄｆｒａｃｔｕｒｅｉｎａｇｅｄTi10Ｖ-2Ｆｅ-3Al［Ｊ］.ＭｅｔAlｌｕｒｇｉｃAlａｎｄＭａｔｅｒｉAlSＴｒａｎSａｃTiｏｎSＡ，1９83，14（10）：2101-2115．