亞穩(wěn)β型鈦合金由于具有塑性好?強(qiáng)度高?深淬透性和高斷裂韌性等特點(diǎn)，并具有高的時(shí)效強(qiáng)化效應(yīng)以及良好的強(qiáng)度韌性匹配，成為超高強(qiáng)韌鈦合金的理想選擇 [1?3]?目前，超高強(qiáng)韌鈦合金成為新型鈦合金開(kāi)發(fā)和應(yīng)用研究的重點(diǎn)方向，更是國(guó)內(nèi)外重點(diǎn)關(guān)注和優(yōu)先發(fā)展的新型軍用先進(jìn)材料，在航空航天?船舶?兵器?海上鉆井設(shè)備以及外科植入等領(lǐng)域獲得了廣泛應(yīng)用 [4?8], 且用量和應(yīng)用領(lǐng)域均有不斷增加的趨勢(shì)?
亞穩(wěn)β型鈦合金的顯微組織結(jié)構(gòu)由其所經(jīng)歷的加工過(guò)程和熱處理狀態(tài)決定，改變其熱處理工藝，如固溶溫度?冷卻速率?時(shí)效工藝等 [9?12], 可以在較大范圍內(nèi)調(diào)整合金的力學(xué)性能，實(shí)現(xiàn)不同強(qiáng)度?塑性和韌性水平的匹配?其中，固溶處理后的冷卻過(guò)程是亞穩(wěn)β型鈦合金最重要的環(huán)節(jié)之一，基于不同的固溶冷卻速率，β 相可能直接析出 α 相，也可能分解為中間過(guò)渡相?ω 相及α″相等 [13?14]?因此，在合金成分一定的情況下，鈦合金在冷卻過(guò)程中的相轉(zhuǎn)變主要取決于冷卻速率，室溫下鈦合金組織中相的形貌?分布?尺寸和類(lèi)型也同樣取決于冷卻速率?郭偉等 [15] 研究了 BT14 合金在熱處理中不同冷卻方式條件下所發(fā)生的微觀組織演變及力學(xué)性能變化規(guī)律，發(fā)現(xiàn)當(dāng)冷卻速率較慢時(shí)，初生 α 相明顯長(zhǎng)大，微觀組織由雙態(tài)組織轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S組織，冷卻速率較快時(shí)，初生 α 相呈長(zhǎng)條和等軸狀混合分布，次生 α 相來(lái)不及析出，以馬氏體α′形式析出，在隨后的時(shí)效過(guò)程中轉(zhuǎn)變?yōu)槌叽鐦O細(xì)小的次生 α 相?彭聰?shù)?[16] 研究了冷卻速率對(duì)含 Cu 鈦合金顯微組織和性能的影響，發(fā)現(xiàn)合金經(jīng)兩相區(qū)固溶水淬后，組織中存在正交α″相，其硬度和屈服強(qiáng)度顯著降低；該合金在單相區(qū)固溶水淬后，組織中存在針狀α′相，其硬度和抗拉強(qiáng)度最高，但塑性最差；合金在爐冷時(shí)由于初生 α 相的尺寸和體積分?jǐn)?shù)最大，所以塑性最好?
TB17鈦合金是中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院研制的一種具有自主知識(shí)產(chǎn)權(quán)的飛機(jī)結(jié)構(gòu)用新型超高強(qiáng)韌鈦合金，其名義成分為 Ti-6.5Mo-2.5Cr-2V2Nb-1Sn-1Zr-4Al?該合金通過(guò)調(diào)整熱處理工藝，可以實(shí)現(xiàn)超高強(qiáng)度(Rm≥1350 MPa)- 塑性A≥6%韌性（KIC≥50 MPa?m1/2）的匹配，可應(yīng)用于新一代飛機(jī)具有高減重?高承載和高壽命要求的承力構(gòu)件或承力螺栓緊固件等部位 [17]?目前對(duì)該合金的研究主要集中在亞穩(wěn)β晶粒變形機(jī)制 [18]?等溫時(shí)效 [19]?動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為 [20]?高溫?zé)嶙冃涡袨?[21] 研究等方面，鮮有關(guān)于該合金在不同冷卻速率下組織和性能的研究報(bào)道?本文對(duì)比研究了不同冷卻速率 (水冷?風(fēng)冷?空冷和爐冷) 對(duì)TB17鈦合金固溶態(tài)和固溶時(shí)效態(tài)的相組成?顯微組織?室溫拉伸性能和斷裂韌度的影響，為其制定合理的熱處理工藝參數(shù)提供數(shù)據(jù)支撐，具有較高的工程化應(yīng)用指導(dǎo)意義?
1、實(shí)驗(yàn)
實(shí)驗(yàn)材料選用經(jīng)三次真空自耗電弧熔煉后的TB17鈦合金鑄錠，后經(jīng)單相區(qū)開(kāi)坯?兩相區(qū)反復(fù)墩拔鍛造和準(zhǔn)β鍛成 120 mm×350 mm×600 mm 的鍛坯?其顯微組織為典型的網(wǎng)籃組織，鍛坯在準(zhǔn)β鍛造后的冷卻過(guò)程中，析出了長(zhǎng)短不一的片層狀 α 相，其尺寸均在 50~100 nm 之間，呈編織狀均勻分布在基體上，如圖 1 所示?采用金相法測(cè)得該合金相變點(diǎn)在 848 ℃附近?
采用線(xiàn)切割的方法從TB17鈦合金鍛坯上截取滿(mǎn)足顯微組織分析?拉伸性能和斷裂韌度 (T?L 向) 測(cè)試所需的試樣尺寸，隨后將試樣分別放入馬弗爐 (±3 ℃) 中進(jìn)行，按照表 1 所示的熱處理工藝進(jìn)行熱處理?
表 1TB17鈦合金熱處理工藝
Table 1 Heat treatment process ofTB17titanium alloy
| Sample No. | Heat treatment process |
| S-WQ | 823 ℃ , 30 min, WQ |
| S-WC | 823 ℃ , 30 min, WC |
| S-AC | 823 ℃ , 30 min, AC |
| S-FC | 823 ℃ , 30 min, FC |
| S-WQ-A | (823 ℃ , 30 min, WQ)+(580 ℃ , 480 min, AC) |
| S-WC-A | (823 ℃ , 30 min, WC)+(580 ℃ , 480 min, AC) |
| S-AC-A | (823 ℃ , 30 min, AC)+(580 ℃ , 480 min, AC) |
| S-FC-A | (823 ℃ , 30 min, FC)+(580 ℃ , 480 min, AC) |
采用 Sigma 300 場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察?樣品用自動(dòng)拋光機(jī)拋光，然后在V(HF)∶V(HNO3)∶V(H2O)=10∶7∶83的腐蝕液中進(jìn)行腐蝕處理；室溫拉伸性能按 GB/T 228.1-2010 標(biāo)準(zhǔn)測(cè)試，采用工作區(qū)直徑為 5 mm 的 R7 圓棒形試樣，拉伸試驗(yàn)在 INSTRON 5887 拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行?斷裂韌度按 GB/T 4161-2007 標(biāo)準(zhǔn)測(cè)試，試樣厚度為 25 mm, 在 MTS 810 液壓伺服疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行試驗(yàn)；采用 D/Max 2500 型 X 射線(xiàn)衍射儀測(cè)定合金在不同冷卻速率下的相組成；顯微組織定量分析在 Image-pro Plus 6.0 圖像分析軟件上進(jìn)行；斷裂韌度試驗(yàn)完成后，采用 Sigma 300 場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡對(duì)斷裂韌度斷口進(jìn)行觀察和斷裂機(jī)制分析?
2、結(jié)果與討論
2.1TB17鈦合金固溶狀態(tài)下的組織和性能
2.1.1 固溶狀態(tài)下的顯微組織特征
TB17鈦合金以不同的冷卻速率 (水冷 (WQ)?風(fēng)冷 (WC)?空冷 (AC) 和爐冷 (FC)) 進(jìn)行固溶處理，其顯微組織如圖 2 所示?由圖 2 可以看出，TB17 鈦合金經(jīng)不同冷卻速率冷卻到室溫后，其顯微組織均由殘余β相以及其上分布的尺寸不一的片層狀 α 相組成，但其片層狀 α 相的含量和寬度各不相同?TB17 鈦合金在固溶處理過(guò)程中，其網(wǎng)籃狀分布的片層狀 α 相不斷向β相轉(zhuǎn)變，其尺寸不斷減小，數(shù)量逐漸減少，最終獲得了穩(wěn)定狀態(tài)的α+β兩相組織狀態(tài)；在隨后以不同的冷卻速率冷卻過(guò)程中，隨著溫度的下降，其β相基體中不斷析出 α 相，同時(shí)在固溶處理過(guò)程中未轉(zhuǎn)變的片層狀 α 相也不斷變粗變長(zhǎng)?當(dāng)冷卻速率較快 (WQ?WC) 時(shí)，α 相沒(méi)有足夠的時(shí)間從基體β相中完全析出，只獲得了少量的片層狀 α 相 (見(jiàn)圖 2 (a) 和 (b)); 當(dāng)冷卻速率減慢且采用 AC 時(shí)，可以明顯看出在β相基體析出 α 相的位置更多 (見(jiàn)圖 2 (c))?由于采用標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣進(jìn)行試驗(yàn)，且TB17鈦合金具有良好的淬透性，因此空冷試樣在冷卻過(guò)程析出的 α 相并沒(méi)有明顯多于冷卻速率較快 (WQ?WC) 的試樣；當(dāng)冷卻速率為 FC 時(shí)，由于冷卻速率較慢，可以明顯看出在β相基體上析出了大量的粗片層狀 α 相 (見(jiàn)圖 2 (d))?
采用 Image-pro Plus 6.0 圖像分析軟件分析了TB17鈦合金經(jīng)不同冷卻速率冷卻到室溫后片層狀初生 α 相的含量，如圖 3 所示?由圖 3 可以看出，當(dāng)冷卻速率為 WQ 和 WC 時(shí)，其片層狀初生 α 相的含量 (體積分?jǐn)?shù)) 分別為 5.85% 和 6.25%; 當(dāng)冷卻速率為 AC 時(shí)，其片層狀初生 α 相的含量增加到了 8.18%, 分別比 WQ 和 WC 時(shí) α 相的含量相對(duì)提高了 28.48% 和 23.59%; 當(dāng)冷卻速率為 FC 時(shí)，其片層狀初生 α 相的含量增加到了 38.91%, 遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于 AC 時(shí) α 相的含量?
2.1.2 固溶狀態(tài)下的相組成
TB17鈦合金作為一種亞穩(wěn)β型鈦合金，其所含β穩(wěn)定化元素的量可以使馬氏體轉(zhuǎn)變點(diǎn)降至室溫?為此，將TB17鈦合金經(jīng)不同冷卻速率冷卻到室溫后的試樣進(jìn)行了 X 射線(xiàn)衍射分析，其 XRD 譜如圖 4 所示?由圖 4 可以看出，TB17 鈦合金經(jīng)不同冷卻速率冷卻到室溫后，其相組成均由β相和 α 相組成，這說(shuō)明TB17鈦合金即使在快速冷卻 (WQ?WC) 的條件下，也僅發(fā)生了β→α相變，未發(fā)生β→ω相變和β→α″等相變?同時(shí)，在 WQ?WC?AC 的條件下，其 α 相衍射峰的相對(duì)強(qiáng)度均較弱；在 FC 條件下，其β相衍射峰的相對(duì)強(qiáng)度明顯變?nèi)酰?α 相衍射峰不僅位置增多，同時(shí)其相對(duì)強(qiáng)度明顯變強(qiáng)?這與TB17鈦合金在不同冷卻速率冷卻后片層狀 α 相的含量相一致 (見(jiàn)圖 3)?
2.1.3 固溶狀態(tài)下的室溫拉伸性能
TB17鈦合金以不同的冷卻速率 (WQ?WC?AC 和 FC) 進(jìn)行固溶處理后的室溫拉伸性能如圖 5 所示?由圖 5 可以看出，隨著冷卻速率的降低 (由 WQ 到 FC), 其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度呈現(xiàn)逐漸增加的趨勢(shì)，而伸長(zhǎng)率和斷面收縮率則呈現(xiàn)先降低后升高的趨勢(shì)?當(dāng)冷卻速率為 WQ 時(shí)，由于在β相基體上僅析出了少量片層狀 α 相，無(wú)淬火ω相變和馬氏體α″相析出，因此該冷卻條件下保留了大量的殘余β相?由于β相為體心立方晶格結(jié)構(gòu)，在理論上有 12 個(gè)滑移系 (6 個(gè)滑移面，2 個(gè)滑移方向), 因此從能量的角度來(lái)說(shuō)，這些原子高度密排的晶面和晶向最有利于塑性變形中的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)?當(dāng)冷卻速率為 WQ 時(shí)，TB17 鈦合金的拉伸強(qiáng)度較低，其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為 843 MPa 和 718 MPa, 而拉伸塑性較好，其伸長(zhǎng)率和斷面收縮率分別為 13.6% 和 32.3%?當(dāng)冷卻速率降低到 WC 和 AC 時(shí)，相對(duì)于 WQ 而言，其合金在冷卻過(guò)程中的原子擴(kuò)散相對(duì)充裕，析出的片層狀 α 相較多，增加了α/β相界面，因此在塑性變形時(shí)，位錯(cuò)在滑移系運(yùn)動(dòng)時(shí)受到的阻力明顯增加，合金的拉伸強(qiáng)度提高，而拉伸塑性降低明顯 [22]?
相對(duì)于冷卻速率為 WC 時(shí)而言，雖然合金在 AC 時(shí)的拉伸強(qiáng)度有所降低，拉伸塑性升高，但其變化并不是很明顯，如抗拉強(qiáng)度僅降低了 13 MPa (WC,904 MPa;AC,891 MPa), 伸長(zhǎng)率提高了 1.3%( WC,6.0%;AC,7.3%)?當(dāng)冷卻速率為 FC 時(shí)，合金在高溫階段下的時(shí)間較長(zhǎng)，原子擴(kuò)散更為充分，獲得的片層狀 α 相的尺寸較為粗大 (見(jiàn)圖 2 (d)), 且析出的片層狀 α 相含量最高?由于片層狀 α 相粗化，其片層 α 相尺寸由 AC 時(shí)的 0.2~0.3 μm 增大到 FC 時(shí)的 1.0~3.0 μm, 其析出強(qiáng)化的效果大大減弱，因此其拉伸塑性獲得了明顯的提高，伸長(zhǎng)率和斷面收縮率分別提高到了 19.6% 和 54.7%; 同時(shí)由于 FC 時(shí)片層狀 α 相的析出量達(dá)到 AC 時(shí)的 4.75 倍，片層狀 α 相的增加明顯阻礙了塑性變形時(shí)位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，兩者共同作用使得合金在 FC 時(shí)獲得了最高的拉伸強(qiáng)度，其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別達(dá)到了 970 MPa 和 896 MPa?
2.2TB17鈦合金固溶時(shí)效狀態(tài)下的組織和性能
2.2.1 固溶時(shí)效狀態(tài)下的顯微組織特征
TB17鈦合金以不同的冷卻速率 (WQ?WC?AC 和 FC) 冷卻到室溫，再經(jīng) (580 ℃, 480 min, AC) 等溫時(shí)效后的顯微組織如圖 6 所示?由圖 6 可以看出，TB17 鈦合金經(jīng)固溶時(shí)效后，其顯微組織均由粗片狀初生 α 相?殘余β相以及其上彌散分布的細(xì)片層狀 α 相組成，但由于合金在固溶處理后的冷卻速率不同，致使在時(shí)效過(guò)程中析出的細(xì)片層狀 α 相的大小和形態(tài)各不相同?TB17 鈦合金在等溫時(shí)效過(guò)程中，其過(guò)飽和固溶體會(huì)發(fā)生分解，形成穩(wěn)定的 α 相?當(dāng)固態(tài)冷卻速率較快時(shí) (WQ?WC), 合金在等溫時(shí)效過(guò)程中析出的大量片層狀 α 相呈細(xì)針狀的形態(tài)彌散分布在β基體上，其針狀片層長(zhǎng)度可達(dá) 0.5~2 μm, 但針狀片層厚度僅為 20~50 nm, 以大約 60° 的夾角交叉分布 (見(jiàn)圖 6 (a) 和 (b)); 當(dāng)固溶冷卻速率為 AC 時(shí)，合金在β基體上析出的細(xì)片層狀 α 相的厚度明顯加大，但其片層長(zhǎng)度明顯下降，呈現(xiàn)短棒狀或盤(pán)狀結(jié)構(gòu)，長(zhǎng)徑比減小，其片層長(zhǎng)度大約為 0.5~1 μm, 片層厚度約為 50~100 nm, 以 60°~90° 的夾角交叉分布 (見(jiàn)圖 6 (c)); 當(dāng)固溶冷卻速率為 FC 時(shí)，由于在固溶冷卻過(guò)程中析出了大量粗片層 α 相，因而在隨后的等溫時(shí)效過(guò)程中，僅僅在殘余β相上析出了極少量的 α 相，呈現(xiàn)點(diǎn)狀或片狀分布在β基體上，如圖 6 (d) 所示?因此，TB17 鈦合金在等溫時(shí)效過(guò)程中，時(shí)效 α 相呈現(xiàn)析出形核長(zhǎng)大過(guò)程，隨著固溶冷卻速率由 WQ 減緩為 AC 時(shí)，時(shí)效 α 相由細(xì)針狀逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻?
2.2.2 固溶時(shí)效狀態(tài)下的室溫拉伸性能
TB17鈦合金以不同的冷卻速率 (WQ?WC?AC 和 FC) 冷卻到室溫，再經(jīng) (580 ℃, 480 min, AC) 等溫時(shí)效后的室溫拉伸性能如圖 7 所示?由圖 7 可以看出，隨著冷卻速率的降低 (由 WQ 到 FC),TB17鈦合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度呈現(xiàn)逐漸減小的趨勢(shì)，而伸長(zhǎng)率和斷面收縮率則呈現(xiàn)逐漸升高的趨勢(shì)?當(dāng)冷卻速率為 WQ 和 AC 時(shí)，由于合金在等溫時(shí)效過(guò)程中析出了大量彌散分布的細(xì)針狀 α 相，使得其拉伸強(qiáng)度獲得了明顯的提高，其抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到了 1427 MPa 和 1442 MPa, 相對(duì)于固溶處理時(shí)，分別提高了 584 MPa 和 538 MPa?因此，TB17 鈦合金在等溫時(shí)效過(guò)程中析出細(xì)針狀 α 相是該合金主要的強(qiáng)化因素，其物理本質(zhì)是彌散析出的細(xì)針狀 α 相及其應(yīng)力場(chǎng)與位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)之間的交互作用；細(xì)針狀 α 相的彌散析出使合金顯微組織中形成了更多的α/β界面，阻礙了位錯(cuò)的滑移，減小了位錯(cuò)的有效滑移長(zhǎng)度，從而對(duì)拉伸強(qiáng)度起到了明顯提高的作用 [23]?
當(dāng)冷卻速率為 AC 時(shí)，TB17 鈦合金在等溫時(shí)效時(shí)析出的時(shí)效 α 相由細(xì)針狀 α 相轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻睿淦瑢雍穸让黠@變厚?因此，合金的時(shí)效強(qiáng)化效果相對(duì)減弱，其抗拉強(qiáng)度降低為 1388 MPa, 相比于 WC 時(shí)的抗拉強(qiáng)度降低了 54 MPa, 相對(duì)于 AC 時(shí)固溶處理后的抗拉強(qiáng)度則提高了 497 MPa, 同樣獲得了很好的強(qiáng)化效果?而在拉伸塑性方面，冷卻速率為 AC 時(shí)，合金的伸長(zhǎng)率達(dá)到了 4.4%, 相比于冷卻速率為 WC 時(shí)的伸長(zhǎng)率 2.6%, 提高了 1.8%, 獲得了明顯的提高?當(dāng)冷卻速率為 FC 時(shí)，由于僅析出了極少量的 α 相，合金的拉伸性能變化不明顯，相對(duì)于固溶處理時(shí)，其抗拉強(qiáng)度僅提高了 23 MPa, 伸長(zhǎng)率則降低了 0.6%?因此，對(duì)于TB17鈦合金而言，固溶處理后采用 FC 方式冷卻無(wú)法獲得足夠的時(shí)效強(qiáng)化效果，在工程應(yīng)用中需要慎重考慮?
2.2.3 固溶時(shí)效狀態(tài)下的斷裂韌度
TB17鈦合金以不同的冷卻速率 (WQ?WC?AC 和 FC) 冷卻到室溫，再經(jīng) (580 ℃, 480 min, AC) 等溫時(shí)效后的斷裂韌度如圖 8 所示?由圖 8 可以看出，隨著冷卻速率的降低 (由 WQ 到 FC),TB17 鈦合金的斷裂韌度呈現(xiàn)逐漸增大的趨勢(shì)，斷裂韌度由 WQ 時(shí)的57.89 MPa ? m1/2提高到 AC 時(shí)的70.46 MPa?m1/2, 尤其是在 FC 狀態(tài)下，其斷裂韌度獲得了明顯的提高，達(dá)到了148.06 MPa?m1/2。
BRUN 等 [24] 的研究表明，鈦合金中的斷裂韌度取決于其顯微組織特征，一般情況下，等軸初生 α 相的體積分析越高，越有利于鈦合金拉伸塑性的提高，同時(shí)等軸初生 α 相可以增強(qiáng)合金抗裂紋萌生的能力；而片層 α 相體積分?jǐn)?shù)的增加，可以明顯增強(qiáng)合金抗裂紋擴(kuò)展的能力，更有利于其斷裂韌度的提高，這是由于鈦合金的斷裂韌度往往與裂紋擴(kuò)展路徑和曲折程度有關(guān)?在鈦合金材料中，由于α/β相界面的結(jié)合能較弱，當(dāng)裂紋由萌生演化為裂紋擴(kuò)展時(shí)，其裂紋擴(kuò)展的路徑通常沿α/β相的界面進(jìn)行；當(dāng)裂紋擴(kuò)展方向與α/β相界面方向趨于一致時(shí)，裂紋往往沿α/β相界面方向擴(kuò)展；當(dāng)裂紋擴(kuò)展方向與α/β相界面方向不一致時(shí)，裂紋將產(chǎn)生停滯效應(yīng)或被迫改變擴(kuò)展方向，從而引起裂紋發(fā)生偏折和分叉，增加了裂紋擴(kuò)展的總長(zhǎng)度，從而消耗更多的能量 [25?28]?
片層的寬度也是決定合金斷裂韌性的重要因素，合金斷裂的過(guò)程包括空洞在裂紋尖端的形成及空洞連接匯入主裂紋的過(guò)程 [29]; 空洞往往在α/β相界面上形成，而這個(gè)過(guò)程受 α 片層寬度的控制，寬 α 片層裂紋尖端的空洞形成所需要的應(yīng)力強(qiáng)度要大于細(xì) α 片層裂紋尖端的空洞形成所需要的應(yīng)力強(qiáng)度；若 α 片層斷裂所需的能量大于繞過(guò) α 集束的能量，裂紋則向集束方向偏轉(zhuǎn) [30];α 片層寬度的增加也可以有效阻止裂紋直線(xiàn)擴(kuò)展，使裂紋發(fā)生較大的偏轉(zhuǎn)，從而消耗較多能量，使合金具有更高的斷裂韌性?
同時(shí)，與大多數(shù)金屬材料相似，鈦合金的斷裂韌性與強(qiáng)度的相關(guān)性具體表現(xiàn)為：斷裂韌性和屈服強(qiáng)度基本以KIC∝1/σy的形式呈反相關(guān)關(guān)系 [31]?JATA 等 [32] 也曾從理論推導(dǎo)得到斷裂韌性與強(qiáng)度之間的關(guān)系，直接或間接反映了斷裂韌性與裂紋尖端塑性區(qū)的關(guān)系?在單向加載過(guò)程中，屈服強(qiáng)度越大，塑性區(qū)尺寸就越小?因此，材料斷裂韌性隨屈服強(qiáng)度的升高而降低的原因是：屈服強(qiáng)度的升高減小了材料所能承受的導(dǎo)致失效載荷的區(qū)域，并導(dǎo)致所能承受最大載荷的減小 [33]?
在本文試驗(yàn)中，TB17 鈦合金的固溶冷卻速率由 WQ 逐漸減小到 FC 時(shí)，其在固溶冷卻過(guò)程中析出的片層狀 α 相逐漸增多，且 α 片層的寬度也存在逐漸加寬的趨勢(shì) (見(jiàn)圖 6), 同時(shí)在時(shí)效過(guò)程中析出 α 相由細(xì)針狀逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻睿瑑烧叩墓餐饔檬沟肨B17鈦合金的斷裂韌度隨著冷卻速率的降低而逐漸增大?
2.3 斷口分析
TB17鈦合金以不同的冷卻速率進(jìn)行固溶處理并在 580 ℃等溫時(shí)效 8 h 后的斷裂韌度如圖 8 所示?由圖 8 可以看出，隨著冷卻速率的降低 (由 WQ 到 FC),TB17 鈦合金的斷裂韌度呈現(xiàn)逐漸增大的趨勢(shì)，但冷卻速率為 FC 時(shí)的斷裂韌度要遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于其他冷卻速率時(shí)的斷裂韌度?為此，本文選取TB17鈦合金分別在 AC 和 FC 時(shí)的斷裂韌度試樣進(jìn)行了斷口分析?
TB17鈦合金在冷卻速率為 AC 時(shí)的斷口特征如圖 9 所示?由圖 9 可以看出，TB17 鈦合金的宏觀斷口較為粗糙 (見(jiàn)圖 9 (a))?粗糙的斷口有利于增加裂紋擴(kuò)展路徑的曲折性，在裂紋擴(kuò)展過(guò)程中可以吸收更多的能量，從而提高其斷裂韌性?圖 9 (b) 所示為預(yù)制裂紋區(qū)與擴(kuò)展區(qū)交界處的斷口微觀形貌，斷口表面呈纖維狀，邊緣剪切唇細(xì)小?從預(yù)制裂紋區(qū)開(kāi)始，斷面可見(jiàn)類(lèi)似舌狀凸起，呈現(xiàn)大量尺寸不一的韌窩特征 (見(jiàn)圖 9 (c)), 可見(jiàn)二次裂紋?斷面局部韌窩呈筏排狀排列，斷裂以韌性斷裂為主，撕裂棱不明顯，局部可見(jiàn)較為平整的斷面，表面為淺韌窩 (見(jiàn)圖 9 (d))?
TB17鈦合金在冷卻速率為 FC 時(shí)的斷口特征如圖 10 所示?相比于冷卻速率為 AC 時(shí)，F(xiàn)C 時(shí)的冷卻過(guò)程極為緩慢，因此合金的斷口形貌與 AC 時(shí)合金的斷口形貌有明顯的差異?由圖 10 (a) 可以看出，合金的宏觀斷口表面起伏程度明顯增加，表明裂紋擴(kuò)展曲折度提高，裂紋擴(kuò)展做功增加，使得影響斷裂韌性的外部因素增強(qiáng)?圖 10 (b) 所示為預(yù)制裂紋區(qū)與擴(kuò)展區(qū)交界處的斷口微觀形貌，斷口表面呈纖維狀，可見(jiàn)擴(kuò)展棱線(xiàn)，邊緣剪切唇寬大?從預(yù)制裂紋區(qū)開(kāi)始，斷面微觀起伏不大，微觀斷口表面呈現(xiàn)大量大小不一的韌窩 (見(jiàn)圖 10 (c)), 以韌性斷裂為主，韌窩周?chē)乃毫牙饷黠@加深，解理刻面減少；在擴(kuò)展區(qū)可以觀察到有不同層次的斷裂平面相互交匯 (見(jiàn)圖 10 (d)), 沒(méi)有看到條形韌窩，這些特征都表明合金韌性值較高?
3、結(jié)論
TB17鈦合金以不同冷卻速率 (水冷 (WQ)?風(fēng)冷 (WC)?空冷 (AC) 和爐冷 (FC)) 進(jìn)行固溶處理后，其顯微組織均由殘余β相以及其上分布的尺寸不一的片層狀 α 相組成?隨著冷卻速率的降低 (由水冷到爐冷), 其片層狀初生 α 相的含量逐漸增加，使得其拉伸強(qiáng)度呈現(xiàn)逐漸增大的趨勢(shì)，而拉伸塑性則先降低后升高?
不同冷卻速率下的 XRD 譜表明，TB17 鈦合金即使在快速冷卻 (水冷?風(fēng)冷) 的條件下，也僅發(fā)生了β→α相變，未發(fā)生β→ω相變和β→α″等相變。
經(jīng)固溶時(shí)效處理后，不同冷卻速率下TB17鈦合金的顯微組織均由粗片狀初生 α 相?殘余β相以及其上彌散分布的細(xì)片層狀 α 相組成?隨著冷卻速率的降低，時(shí)效 α 相由細(xì)針狀逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻睿沟闷淇估瓘?qiáng)度和屈服強(qiáng)度呈現(xiàn)逐漸減小的趨勢(shì)，而伸長(zhǎng)率和斷面收縮率則呈現(xiàn)逐漸升高的趨勢(shì)?
隨著冷卻速率的降低，TB17 鈦合金在固溶冷卻過(guò)程中析出的片層狀 α 相逐漸增多，且 α 片層的寬度也存在逐漸加寬的趨勢(shì)，同時(shí)在時(shí)效過(guò)程中析出的 α 相由細(xì)針狀逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻睿沟肨B17鈦合金的斷裂韌度隨著冷卻速率的降低呈現(xiàn)逐漸增大的趨勢(shì)，尤其是爐冷的斷裂韌度達(dá)到了148.06 MPa?m1/2。
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（注，原文標(biāo)題：冷卻速率對(duì)TB17鈦合金顯微組織和力學(xué)性能的影響）
