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，并具有高的時效強(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發(fā)和應(yīng)用研究的重點方向，更是國內(nèi)外重點關(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?

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，初生 α 相明顯長大，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，初生 α 相呈長條和等軸狀混合分布，次生 α 相來不及析出，以馬氏體α′形式析出，在隨后的時效過程中轉(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鈦合金是中國航發(fā)北京航空材料研究院研制的一種具有自主知識產(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?該合金通過調(diào)整熱處理工藝，可以實現(xiàn)超高強(qiáng)度(Rm≥1350 MPa)- 塑性A≥6%韌性（KIC≥50 MPa?m^1/2）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]?等溫時效 [19]?動態(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道?本文對比研究了不同冷卻速率 (水冷?風(fēng)冷?空冷和爐冷) 對TB17鈦合金固溶態(tài)和固溶時效態(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、實驗

實驗材料選用經(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鍛造后的冷卻過程中，析出了長短不一的片層狀 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?采用金相法測得該合金相變點在 848 ℃附近?

采用線切割的方法從TB17鈦合金鍛坯上截取滿足顯微組織分析?拉伸性能和斷裂韌度 (T?L 向) 測試所需的試樣尺寸，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

采用 Sigma 300 場發(fā)射掃描電子顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察?樣品用自動拋光機(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)測試，采用工作區(qū)直徑為 5 mm 的 R7 圓棒形試樣，拉伸試驗在 INSTRON 5887 拉伸試驗機(jī)上進(jìn)行?斷裂韌度按 GB/T 4161-2007 標(biāo)準(zhǔn)測試，試樣厚度為 25 mm, 在 MTS 810 液壓伺服疲勞試驗機(jī)上進(jìn)行試驗；采用 D/Max 2500 型 X 射線衍射儀測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；斷裂韌度試驗完成后，采用 Sigma 300 場發(fā)射掃描電子顯微鏡對斷裂韌度斷口進(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程中，隨著溫度的下降，其β相基體中不斷析出 α 相，同時在固溶處理過程中未轉(zhuǎn)變的片層狀 α 相也不斷變粗變長?當(dāng)冷卻速率較快 (WQ?WC) 時，α 相沒有足夠的時間從基體β相中完全析出，只獲得了少量的片層狀 α 相 (見圖 2 (a) 和 (b)); 當(dāng)冷卻速率減慢且采用 AC 時，可以明顯看出在β相基體析出 α 相的位置更多 (見圖 2 (c))?由于采用標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣進(jìn)行試驗，且TB17鈦合金具有良好的淬透性，因此空冷試樣在冷卻過程析出的 α 相并沒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，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，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，其片層狀初生 α 相的含量增加到了 8.18%, 分別比 WQ 和 WC 時 α 相的含量相對提高了 28.48% 和 23.59%; 當(dāng)冷卻速率為 FC 時，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 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，在 WQ?WC?AC 的條件下，其 α 相衍射峰的相對強(qiáng)度均較弱；在 FC 條件下，其β相衍射峰的相對強(qiáng)度明顯變?nèi)酰?α 相衍射峰不僅位置增多，同時其相對強(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，而伸長率和斷面收縮率則呈現(xiàn)先降低后升高的趨勢?當(dāng)冷卻速率為 WQ 時，由于在β相基體上僅析出了少量片層狀 α 相，無淬火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 個滑移系 (6 個滑移面，2 個滑移方向), 因此從能量的角度來說，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運動?當(dāng)冷卻速率為 WQ 時，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，相對于 WQ 而言，其合金在冷卻過程中的原子擴(kuò)散相對充裕，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，位錯在滑移系運動時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]?

相對于冷卻速率為 WC 時而言，雖然合金在 AC 時的拉伸強(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), 伸長率提高了 1.3%( WC,6.0%;AC,7.3%)?當(dāng)冷卻速率為 FC 時，合金在高溫階段下的時間較長，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 時的 0.2~0.3 μm 增大到 FC 時的 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，伸長率和斷面收縮率分別提高到了 19.6% 和 54.7%; 同時由于 FC 時片層狀 α 相的析出量達(dá)到 AC 時的 4.75 倍，片層狀 α 相的增加明顯阻礙了塑性變形時位錯的運動，兩者共同作用使得合金在 FC 時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鈦合金固溶時效狀態(tài)下的組織和性能

2.2.1 固溶時效狀態(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，致使在時效過程中析出的細(xì)片層狀 α 相的大小和形態(tài)各不相同?TB17 鈦合金在等溫時效過程中，其過飽和固溶體會發(fā)生分解，形成穩(wěn)定的 α 相?當(dāng)固態(tài)冷卻速率較快時 (WQ?WC), 合金在等溫時效過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 (見圖 6 (a) 和 (b)); 當(dāng)固溶冷卻速率為 AC 時，合金在β基體上析出的細(xì)片層狀 α 相的厚度明顯加大，但其片層長度明顯下降，呈現(xiàn)短棒狀或盤狀結(jié)構(gòu)，長徑比減小，其片層長度大約為 0.5~1 μm, 片層厚度約為 50~100 nm, 以 60°~90° 的夾角交叉分布 (見圖 6 (c)); 當(dāng)固溶冷卻速率為 FC 時，由于在固溶冷卻過程中析出了大量粗片層 α 相，因而在隨后的等溫時效過程中，僅僅在殘余β相上析出了極少量的 α 相，呈現(xiàn)點狀或片狀分布在β基體上，如圖 6 (d) 所示?因此，TB17 鈦合金在等溫時效過程中，時效 α 相呈現(xiàn)析出形核長大過程，隨著固溶冷卻速率由 WQ 減緩為 AC 時，時效 α 相由細(xì)針狀逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻?

2.2.2 固溶時效狀態(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，而伸長率和斷面收縮率則呈現(xiàn)逐漸升高的趨勢?當(dāng)冷卻速率為 WQ 和 AC 時，由于合金在等溫時效過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, 相對于固溶處理時，分別提高了 584 MPa 和 538 MPa?因此，TB17 鈦合金在等溫時效過程中析出細(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)力場與位錯運動之間的交互作用；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，阻礙了位錯的滑移，減小了位錯的有效滑移長度，從而對拉伸強(qiáng)度起到了明顯提高的作用 [23]?

當(dāng)冷卻速率為 AC 時，TB17 鈦合金在等溫時效時析出的時效 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，合金的時效強(qiáng)化效果相對減弱，其抗拉強(qiáng)度降低為 1388 MPa, 相比于 WC 時的抗拉強(qiáng)度降低了 54 MPa, 相對于 AC 時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，合金的伸長率達(dá)到了 4.4%, 相比于冷卻速率為 WC 時的伸長率 2.6%, 提高了 1.8%, 獲得了明顯的提高?當(dāng)冷卻速率為 FC 時，由于僅析出了極少量的 α 相，合金的拉伸性能變化不明顯，相對于固溶處理時，其抗拉強(qiáng)度僅提高了 23 MPa, 伸長率則降低了 0.6%?因此，對于TB17鈦合金而言，固溶處理后采用 FC 方式冷卻無法獲得足夠的時效強(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，斷裂韌度由 WQ 時的57.89 MPa ? m1/2提高到 AC 時的70.46 MPa?m^1/2, 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?m^1/2。

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，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，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，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程 [29]; 空洞往往在α/β相界面上形成，而這個過程受 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 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，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]?

在本文試驗中，TB17 鈦合金的固溶冷卻速率由 WQ 逐漸減小到 FC 時，其在固溶冷卻過程中析出的片層狀 α 相逐漸增多，且 α 片層的寬度也存在逐漸加寬的趨勢 (見圖 6), 同時在時效過程中析出 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，但冷卻速率為 FC 時的斷裂韌度要遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于其他冷卻速率時的斷裂韌度?為此，本文選取TB17鈦合金分別在 AC 和 FC 時的斷裂韌度試樣進(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)開始，斷面可見類似舌狀凸起，呈現(xiàn)大量尺寸不一的韌窩特征 (見圖 9 (c)), 可見二次裂紋?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，局部可見較為平整的斷面，表面為淺韌窩 (見圖 9 (d))?

TB17鈦合金在冷卻速率為 FC 時的斷口特征如圖 10 所示?相比于冷卻速率為 AC 時，F(xiàn)C 時的冷卻過程極為緩慢，因此合金的斷口形貌與 AC 時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，可見擴(kuò)展棱線，邊緣剪切唇寬大?從預(yù)制裂紋區(qū)開始，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 (見圖 10 (c)), 以韌性斷裂為主，韌窩周圍的撕裂棱明顯加深，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 (見圖 10 (d)), 沒有看到條形韌窩，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，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，而伸長率和斷面收縮率則呈現(xiàn)逐漸升高的趨勢?

隨著冷卻速率的降低，TB17 鈦合金在固溶冷卻過程中析出的片層狀 α 相逐漸增多，且 α 片層的寬度也存在逐漸加寬的趨勢，同時在時效過程中析出的 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，尤其是爐冷的斷裂韌度達(dá)到了148.06 MPa?m^1/2。

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（注，原文標(biāo)題：冷卻速率對TB17鈦合金顯微組織和力學(xué)性能的影響）