钛合金具有比强度高、抗疲劳性好、抗蚀性能优异、耐高温、无磁无毒、弹性模量低等特点，，，，，被普遍地应用于航空航天、海洋工程、生物医用等领域，，，，，享有“太空金属”和“海洋金属”的美誉[1?5]。。。。。。。。钛合金最早的大规模应用于航空航天领域，，，，，现在已经生长成为航空航天航行器的主要结构质料之一，，，，，随着新一代航空航天航行器向着高速?大型?结构重大?低燃油的偏向生长，，，，，在设计中要求使用综合性能优异的轻质质料。。。。。。。。
β 型钛合金易铸造，，，，，冷热加工性能优异，，，，，与其他两类钛合金相比具有最高的比强度，，，，，在航空航天用大型锻件有着辽阔的应用远景[6?8]。。。。。。。。在现实的生产使用历程中，，，，，β 钛合金仍保存着许多问题，，，，，一方面，，，，，合金中含有大宗的合金元素，，，，，在熔炼历程中，，，，，易泛起元素的偏析，，，，，尤其是 Fe 元素的偏析形成的“β 斑”，，，，，这种“β斑”还可能在铸造和热处置惩罚历程中爆发，，，，，严重影响着合金组织性能[9]； ；；；； ；；另一方面，，，，，高价的 Mo、V 等元素使得合金的生产本钱增添，，，，，高浓度的合金元素也给合金的机加工带来了一定的难题。。。。。。。。只管 β 钛合金的强度很 高，，，，，但其塑性较低，，，，，断裂韧性值普遍低于 α+β 型钛合金[10?11]，，，，，合金的强韧性匹配较差，，，，，许多合金只能知足超高强钛合金[12]的标准而无法抵达高强高韧钛合金的标准[13]。。。。。。。。
钛合金的组织性能与加工工艺之间有着亲近的联系，，，，，通过差别的热机械处置惩罚能显著提高合金的性能[14?15]。。。。。。。。王涛等[16]对 TG6 合金热模锻件的研究发明，，，，，形变历程中 β→α 相变和微区变形的不匀称会导致合金锻件组织的不匀称性，，，，，且这种组织的不匀称性不可通过热处置惩罚制度被彻底消除。。。。。。。。费跃等[17]研究了差别铸造工艺对 Ti-Al-Mo-Cr-Zr 系钛合金组织和性能的影响，，，，，效果批注合金经两相区铸造后获得双态组织，，，，，合金的强度和塑性较高，，，，，断裂韧性较低； ；；；； ；；通过准 β 铸造可获得网篮组织，，，，，合金的强度和塑性较低，，，，，断裂韧性较高。。。。。。。。XU 等[18]发明，，，，，Beta C 合金在动态结晶区变形后，，，，，可通过适当的热处置惩罚工艺对组织举行优化。。。。。。。。李东等[19]对 Ti-Al-Fe-V-Cr-Zr 系合金的研究批注，，，，，合金在两相区铸造后，，，，，经(790 ℃，，，，，1 h，，，，，AC)+(550 ℃，，，，，2 h，，，，，AC)固溶时效处置惩罚，，，，，抗拉强度和伸长率划分为 1273 MPa和 11.0%，，，，，断裂韧性达 83.8 MPa?m1/2，，，，，具有优异的强韧性匹配。。。。。。。。本文作者研究了 Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Nb-Fe系新型钛合金 d 180 mm 锻棒的组织性能，，，，，剖析讨论了热处置惩罚工艺对 d 180 mm 锻棒边部、1/2R 和心部组织性能的影响，，，，，为该合金在航空航天大型锻件的生产应用提供一定的参考。。。。。。。。
1 、实验
实验质料为自主研发的 Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Nb-Fe系新型钛合金[20]，，，，，接纳真空自耗电弧炉举行 3 次熔炼获得 50 kg 的铸锭，，，，，其头部和底部的化学因素见表 1。。。。。。。。
由 β 稳固系数 Kβ 和钼当量盘算公式[21]，，，，，确定该合金的Kβ=1.33，，，，，[Mo]eq=14.2，，，，，为近 β 型钛合金。。。。。。。。通过盘算法确定该合金的相变点为 780 ℃。。。。。。。。d 350 mm 的原始铸锭在两相区共举行 7 火次铸造，，，，，始锻温度 1150 ℃，，，，，终锻温度 740 ℃，，，，，每火次均举行两墩两拨，，，，，锻后空冷，，，，，最终获得 d 180 mm 的锻棒。。。。。。。。
从实验用锻棒的边部、1/2R、心部辨别切取金相、室温拉伸、平面应变断裂韧度试样，，，，，并举行固溶时效热处置惩罚，，，，，详细的热处置惩罚制度图 1 所示。。。。。。。。金相试样经机械研磨、抛光、侵蚀后，，，，，划分在 OLYMPUS PMG3 倒置式显微镜和 JSM?6390 扫描电镜上举行视察剖析。。。。。。。。
固溶态试样的侵蚀剂溶液配比为 V(HF):V(HNO3):V(H2O)=2:1:7，，，，，时效态试样的侵蚀剂溶液配比为 V(HF):V(HNO3):V(H2O)=1:3:6。。。。。。。。使用 401MVD 显微硬度测试仪对试样举行显微硬度测试。。。。。。。。凭证 GB/T228?2002《金属质料室温拉伸试验要领》在 INSTRON1185 万能拉伸试验机上举行力学性能的测试，，，，，选用标距 25 mm，，，，，直径 5 mm 的标准试样。。。。。。。。凭证 GB/T4161?2007《金属材 料 平 面 应 变 断 裂 韧 度KIC 试 验 方 法 》 在INSTRON1185 万能拉伸试验机上举行平面应变断裂韧度试验，，，，，选用厚度为 12.5 mm 的缩比样品。。。。。。。。
2、 效果与剖析
2.1 锻态显微组织及硬度漫衍
图 2 所示为合金经两相区铸造空冷后的显微组织及硬度漫衍。。。。。。。。合金中 3 个差别位置的组织均为初生 α相(αp)和 β 相。。。。。。。。其中，，，，，边部和心部的 αp 呈等轴状，，，，，匀称漫衍在 β 基体上； ；；；； ；；1/2R 处的 αp 呈等轴状和长条状，，，，，漫衍不均。。。。。。。。原始铸锭经两相区多火次、大变形量铸造后，，，，，β 晶粒已充分破碎，，，，，组织中已看不见 β 晶界。。。。。。。。由图 2(d)可知，，，，，合金经两相区铸造后边部和心部的硬度高于 1/2R 处的硬度，，，，，但差值不是很大，，，，，这可能与合金组织中初生 α 相的形态不均有关。。。。。。。。
2.2 热处置惩罚后合金的显微组织及硬度漫衍
图 3 所示为合金经(750 ℃、0.5 h、AC)固溶处置惩罚后的显微组织。。。。。。。。由于合金的加热温度低于相变点，，，，，组织中无相变行为爆发，，，，，合金的组织为初生 α 相和 β 相。。。。。。。。比照合金的锻态组织(见图 2)，，，，，合金经 750 ℃固溶处置惩罚后的组织更匀称，，，，，初生 α 相的体积分数也略有降低。。。。。。。。合金边部和 1/2R 处的初生 α 相呈等轴状，，，，，心部的初生α 相呈等轴状和长条状。。。。。。。。图 4 所示为合金经(800 ℃，，，，，0.5 h，，，，，AC)固溶处置惩罚后的显微组织。。。。。。。。当固溶温度高于相变温度时，，，，，合金爆发了 α→β 转变，，，，，组织由简单的 β 相组成。。。。。。。。合金边部组织中的 β 晶粒爆发了完全再结晶，，，，，天生完整平直的晶界，，，，，β 晶粒的平均尺寸约为 165 μm； ；；；； ；；1/2R 处组织则体现为部分再结晶征象：爆发完全再结晶的 β 晶粒具有完整的 β 晶界，，，，，平均晶粒尺寸为 100 μm，，，，，未爆发再结晶的 β 相仍然为变形组织，，，，，无显着的 β 晶界； ；；；； ；；心部组织中只有少数的 β 晶粒爆发了再结晶。。。。。。。。合金 3 个位置的 β 晶粒爆发了差别的再结晶征象，，，，，这可能与合金在铸造历程中外貌至心部加热的不匀称而导致原始组织的差别有关。。。。。。。。
图 5 所示为合金经(750 ℃，，，，，0.5 h，，，，，AC)+(510 ℃，，，，，8 h，，，，，AC)固溶时效处置惩罚后的显微组织。。。。。。。。大宗细小的次生 α 相麋集地析出于 β 基体上，，，，，通过光学显微镜已无法区分析出相的尺寸和形貌。。。。。。。。图 5(a)中泛起了大面积的白色析出析出区域，，，，，ZENG 等[22]的研究批注，，，，，这种不匀称的白色区域为“β 斑”，，，，，往往在合金的时效历程中容易泛起，，，，，主要由合金元素的偏聚造成，，，，，且这种“β斑”倒运于合金最终的使用性能。。。。。。。。合金 1/2R 和心部组织中“β 斑”征象不显着，，，，，次生 α 相的析出较为匀称。。。。。。。。
图 6 所示为合金经(800 ℃，，，，，0.5 h，，，，，AC)+(510 ℃，，，，，8 h，，，，，AC)固溶时效处置惩罚后的显微组织。。。。。。。。相比于图 5，，，，，合金在 800 ℃固溶后经时效处置惩罚，，，，，次生 α 相的体积分数显着增大，，，，，这是由于合金经 750 ℃固溶处置惩罚后，，，，，组织中含有的初生 α 相在一定水平上制约了次生 α 相的析出，，，，，而合金经 800 ℃固溶处置惩罚后，，，，，组织中无初生 α相，，，，，次生 α 相获得充分析出[23]。。。。。。。。从次生 α 相的析出情形来看，，，，，合金边部组织中次生 α 相的析出较匀称，，，，，1/2R和心部的次生 α 相析出不匀称，，，，，这种组织的不匀称性可能与合金在固处置惩罚后 β 晶粒的再结晶水平有关。。。。。。。。由图 4 可知，，，，，边部组织的 β 晶粒爆发了完全再结晶，，，，，晶粒内部的缺陷较少，，，，，次生 α 相可以匀称形核和生长，，，，，形成匀称的析出特征； ；；；； ；；在 1/2R 和心部的组织中，，，，，未再结晶的 β 相为高缺陷密度的变形基体，，，，，使得次生 α 相容易在缺陷较多的地方形核[24]，，，，，最终形成了不匀称的析出特征。。。。。。。。合金经固溶时效处置惩罚后的 SEM 像如图 7 所示。。。。。。。。
从图 7(a)可看出，，，，，合金经 750 ℃固溶+(510 ℃，，，，，8 h)时效处置惩罚后组织中含有少量的初生 α 相呈等轴状漫衍在β 晶界处，，，，，平均尺寸为 2 μm，，，，，体积分数约为 7%； ；；；； ；；针状次生 α 相以相互平行或呈一定角度的形式麋集地在β 基体上析出，，，，，平均尺寸为 1 μm。。。。。。。。合金经 800 ℃固溶+(510 ℃，，，，，8 h)时效处置惩罚后组织中无初生 α 相(见图7(b))，，，，，次生 α 相的析出体现出不匀称性：晶界周围的次生 α 相尺寸较为细小。。。。。。。骄叽缥 0.4 μm，，，，，相互纵横交织； ；；；； ；；晶内的次生 α 相尺寸较大，，，，，平均尺寸为 1 μm，，，，，约呈 60°夹角相互交织。。。。。。。。
图 8 所示为合金在差别热处置惩罚制度下的硬度漫衍情形。。。。。。。。合金经固溶处置惩罚后，，，，，组织中未有次生 α 相析出，，，，，软相的初生 α 相无法起到析出强化的效果； ；；；； ；；合金经固溶时效处置惩罚后，，，，，组织中大宗细小的次生 α 相具有显著的强化效果，，，，，因此，，，，，固溶态合金的显微硬度值约为270HV，，，，，要显着低于时效态合金 400HV 左右的显微硬度值。。。。。。。。图 8(a)批注，，，，，合金经 750 ℃固溶后的显微硬度要高于 800 ℃固溶处置惩罚后的显微硬度，，，，，这是由于合金在 750 ℃固溶后，，，，，组织中残留的部分初生 α 相能对 β晶界起到钉扎作用，，，，，在一定水平上制约 β 晶粒的长大，，，，， 阻碍位错的滑移[25]，，，，，合金经 800 ℃固溶后，，，，，由于组织中无初生 α 相，，，，，β 晶粒的长大不受制约，，，，，位错容易在晶界处开动。。。。。。。。在相同的时效条件下，，，，，合金经 750 ℃固溶后的显微硬度低于 800 ℃固溶处置惩罚后的显微硬度(见图 8(b))，，，，，这主要于次生 α 相的析出特征有关。。。。。。。。由图 7 可知，，，，，合金在 750 ℃固溶后经时效处置惩罚，，，，，组织中含有少量的初生 α 相，，，，，相比于次生 α 相，，，，，这种软相的初生 α 相对合金的显微硬度孝顺较小。。。。。。。。另一方面，，，，，在相同的时效条件下，，，，，合金经 800 ℃固溶+时效处置惩罚后次生 α 相的体积分数更多，，，，，尺寸也更小。。。。。。。庵治龀鎏 性有利于提高合金的显微硬度。。。。。。。。
2.3 力学性能
合金经差别热处置惩罚后的力学性能如表 2 所列。。。。。。。。在统一种热处置惩罚参数下，，，，，合金中 3 个位置的力学性能差别，，，，，显然这与组织的不匀称性有关。。。。。。。。合金经(750 ℃，，，，，0.5 h，，，，，AC)+(510 ℃，，，，，8 h，，，，，AC)处置惩罚后，，，，，心部的抗拉强度最大，，，，，为 1389 MPa，，，，，1/2R 处的次之，，，，，边部的抗拉强度(Rm)仅为 1294 MPa，，，，，屈服强度(Rp0.2)与抗拉强度的转变纪律相一致，，，，，伸长率(A)和断裂韧性的转变情形则与抗拉强度的相反。。。。。。。。由图 5 可知，，，，，心部组织中次生 α相的含量最多，，，，，析出最匀称，，，，，1/2R 和边部的析出较为不匀称，，，，，保存“β 斑”征象，，，，，次生 α 相的含量也少于心部次生 α 相的含量，，，，，因此心部的强度最大。。。。。。。。合金经(800 ℃，，，，，0.5 h，，，，，AC)+(510 ℃，，，，，8 h，，，，，AC)处置惩罚后强度的转变情形与上述情形略有区别，，，，，心部的抗拉强度最小。。。。。。。 1402 MPa，，，，，1/2R 处的次之，，，，，边部的抗拉强度最大，，，，，为 1458 MPa，，，，，这是由于在该热处置惩罚条件下边部组织中次生 α 相的漫衍较匀称，，，，，体积分数较大，，，，，1/2R 和心部组织的析出保存不匀称性(见图 6)。。。。。。。。屈服强度与抗拉强度的转变纪律坚持一致，，，，，伸长率和断面缩短率的转变趋势与抗拉强度的相反，，，，，值得注重的是，，，，，断裂韧性值的转变情形与抗拉强度的相似。。。。。。。。
从表 2 中可知，，，，，合金经(750 ℃，，，，，0.5 h，，，，，AC)+(510 ℃，，，，，8 h，，，，，AC)处置惩罚后3 个位置的平均抗拉强度为1340 MPa，，，，，经(800 ℃，，，，，0.5 h，，，，，AC)+(510 ℃，，，，，8 h，，，，，AC)处置惩罚后 3个位置的平均抗拉强度为 1445 MPa，，，，，造成两者巨细不等的缘故原由主要与次生 α 相的析出特征有关：前者析出的次生 α 相的体积分数小。。。。。。。叽绱螅笳呶龀龅拇紊 相体积分数大，，，，，尺寸小(见图 7)，，，，，前者的时效强化效果小于后者的。。。。。。。。合金经 750 ℃+(510 ℃，，，，，8 h)的组织中还保存少量的初生 α 相，，，，，其强化效果要远低于次生 α相的。。。。。。。。合金经 750 ℃+(510 ℃，，，，，8 h)处置惩罚后 3 个位置的平均断裂韧性值为59.1 MPa?m1/2，，，，，高于800 ℃+(510 ℃，，，，，8 h)条件下的 44.5 MPa?m1/2。。。。。。。。一方面，，，，，初生 α 相增大了裂纹尖端的塑性区尺寸，，，，，降低了裂纹扩展速率。。。。。。。。另一方面，，，，，长宽较量大的针状次生 α 相更容易使裂纹爆发偏转，，，，，增添裂纹路径的曲折性，，，，，提高合金的断裂韧性[26]。。。。。。。。因此，，，，，在相同的时效条件下，，，，，合金经 800 ℃固溶+时效处置惩罚后的强度更大，，，，，750 ℃固溶+时效处置惩罚后的断裂韧性更高。。。。。。。。
2.4 断口形貌
通常，，，，，β 钛合金合金的强度和断裂韧性呈反比关系，，，，，针对合金在(800 ℃，，，，，0.5 h，，，，，AC)+(510 ℃，，，，，8 h，，，，，AC)固溶时效条件下泛起的变态征象，，，，，需进一步对该状态下的断口组织举行视察剖析。。。。。。。。合金经(800 ℃，，，，，0.5h，，，，，AC)+(510 ℃，，，，，8 h，，，，，AC)固溶时效后，，，，，使用 image proplus 6.0 软件处置惩罚获得合金的裂纹扩展路径如图 9 所示。。。。。。。。边部的裂纹扩展路径虽然没有显着的上下升沉，，，，，但裂纹路径具有显着的曲折性； ；；；； ；；1/2R 处的裂纹扩展路径有显着的上下升沉，，，，，但相比于图 9(b)，，，，，裂纹路径的曲折水平不大； ；；；； ；；心部的裂纹扩展路径没有显着的上下 升沉，，，，，裂纹路径也最为平展。。。。。。。。裂纹扩展路径的曲折性从一定水平上反应了合金断裂韧性值的巨细。。。。。。。盐评┱孤肪对角郏盐破脑嚼骱Γ辖鹪诙狭牙讨形盏哪芰吭蕉啵狭讶托灾翟酱骩27]。。。。。。。。因此，，，，，合金边部的断裂韧性值最大，，，，，1/2R 处的次之，，，，，心部的断裂韧性值最小。。。。。。。氡 2 中的效果相一致。。。。。。。。
图 10 所示为合金经(800 ℃，，，，，0.5 h，，，，，AC)+(510 ℃，，，，，8 h，，，，，AC)固溶时效后的断口组织。。。。。。。。比照图 10(a)、(d)和(g)可发明，，，，，边部断口的剪切唇面积最小。。。。。。。牟慷峡诘募羟写矫婊畲蟆。。。。。。。合金 3 个位置的低倍断口扫描组织(见图 10(b)、(e)和(h))均体现为被拉长的韧窝，，，，，在长条状的韧窝中心夹杂着尺寸较小的等轴状韧窝。。。。。。。。3 个位置的韧窝的数目、巨细、深浅水平没有显着的区别，，，，，但通过高倍断口扫描组织，，，，，发明 3 个位置断口组织之间照旧有一定的差别。。。。。。。。图 10(c)中的韧窝尺寸较大，，，，，断口外貌还保存尺寸较小的次生裂纹； ；；；； ；；图 10(f)中撕裂脊的高度显着大于心部组织中的撕裂脊。。。。。。。。由于边部断口组织中的韧窝尺寸略大于 1/2R 处和心部组织中的韧窝尺寸，，，，，且边部组织中还保存次生裂纹，，，，，这使得裂纹在扩展历程中需要吸收更多的能量才华使质料爆发断裂，，，，，因此合金边部的断裂韧性值高于 1/2R 处和心部的断裂韧性值，，，，，这于表 2 中的实验效果相符。。。。。。。。
合金在(800 ℃，，，，，0.5 h，，，，，AC)+(510 ℃，，，，，8 h，，，，，AC)条件下的断口组织证实合金的断裂韧性泛起边部高?心部低的趋势，，，，，而合金的强度泛起异常征象可能与合金 3 个位置所取的拉伸试样截面处次生 α 相的漫衍不匀称有关。。。。。。。。另外由表 2 中的数据可知，，，，，合金在(750 ℃，，，，，0.5 h，，，，，AC)+(510 ℃，，，，，8 h，，，，，AC) 固溶时效条件下，，，，，3 个位置之间的强度或断裂韧性的差值较大，，，，，在(800 ℃，，，，，0.5 h，，，，，AC)+(510 ℃，，，，，8 h，，，，，AC) 固溶时效条件下，，，，，3个位置之间的强度或断裂韧性的差值较小。。。。。。。沤嵬 5和图 6，，，，，说明合金在相变点上固溶后再经时效处置惩罚，，，，， 组织的不匀称水平降低，，，，，即合金在相变点下固溶后再经时效处置惩罚对组织性能的不匀称性爆发的影响更大。。。。。。。。
3 、结论
1) 直径 180 mm 锻棒边部和心部组织的初生 α 相呈等轴状，，，，，1/2R 处的初生 α 相以等轴和长条状两种形态漫衍在 β 基体上，，，，，锻态原始组织保存不匀称性。。。。。。。。
2) 合金经 750 ℃固溶后，，，，，3 个位置的初生 α 相体积分数镌汰，，，，，漫衍不匀称； ；；；； ；；经 800 ℃固溶后组织为简单的 β 相，，，，，且 β 相爆发了差别水平的再结晶。。。。。。。。合金经750 ℃固溶+(510 ℃，，，，，8 h)时效后，，，，，大宗的针状次生 α相在 β 基体上析出，，，，，少量的初生 α 相残留在 β 晶界处，，，，，析出相的漫衍不匀称，，，，，边部和 1/2R 组织中泛起“β 斑”征象； ；；；； ；；经 800 ℃固溶+(510 ℃，，，，，8 h)时效后，，，，，1/2R 和心部组织中次生 α 相的析出不匀称，，，，，β 晶界周围的次生 α相尺寸更小。。。。。。。衍更麋集，，，，，晶内的次生 α 相尺寸较大，，，，，互成 60°夹角相互交织。。。。。。。。
3) 合金经(750 ℃，，，，，0.5 h，，，，，AC)+(510 ℃，，，，，8 h，，，，，AC)固溶时效后，，，，，强度较低，，，，，断裂韧性较高，，，，，1/2R 处的力学性能为 Rm=1337 MPa，，，，，A=8.5%，，，，，KIC=59.8 MPa?m1/2，，，，，抵达高强高韧钛合金的标准。。。。。。。。
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