钛合金拥有密度低、、比强度高、、无磁、、可加工性好、、耐海水侵蚀及海洋大气侵蚀等良好的综合机能，，在船舶海洋领域得到了宽泛的利用 [1-3]。Ti75 合金是我国自主研发的一种近 α 型钛合金，，拥有中强、、高韧、、耐侵蚀、、抗氢脆、、可焊、、加工机能好等特点，，综合机能优于国内外同级别船用钛合金，，在船舶、、石油、、化工等领域拥有宽泛的利用远景 [4-5]。

在船舶与海洋工程领域，，不仅要求钛合金结构拥有较高的强度，，并且要求拥有较好的塑性和韧性 [6-7]。随着海洋设备危险容限设计理念的发展以及基于结构齐全性道理的船用钛合金资料评价系统和指标系统的不休美满，，钛合金资料强度、、塑性、、韧性的综合机能匹配和提升显得愈加重要。服役环境越恶劣、、结构大局越复杂，，对资料塑性和韧性裕度的要求就越高。船舶与海洋工程用钛合金结构通常选取冷热成形后再焊接集成的方式进行建造，，在焊接制作环节中的急剧及不均匀加热和冷却，，使焊接热循环所作用区域的金属机械机能产生相当大的变动，，同时产生残存应力：附咏油纷魑附咏峁沟挠奈⑶，，通常必要选取相宜的后续热处置工艺来解除或降低残存应力，，改善接头组织，，从而提高钛合金焊接接头的综合力学机能：附咏油酚赡覆摹、热影响区、、填充金属区域组成，，各区域显微组织差距性较大且不均匀，，不利于观察和分析后续热处置对其显微组织的影响。β 相区淬火后的钛合金与焊接接头热影响区组织拥有类似性，，均为由高温 β 相区急剧冷却至室温而形成的片层组织，，且存在残存应力。为了便于观察分析，，可选取均匀的片层组织仿照焊接接头热影响区，，以钻研后续热处置对其组织和机能演变的影响。别的，，传统时效工艺重要钻研时效温度、、时效功夫对 α+β 相区淬火后钛合金显微组织及力学机能的影响 [8-10]，，用于提高资料强度，，而对 β 相区淬火后的钛合金钻研较少，，且少有关注冲击韧性。为保险 Ti75 合金在船舶与海洋工程设备上的安全利用，，有必要发展热处置工艺对片层组织 Ti75 合金强度、、塑性和冲击韧性的影响钻研。

选用 β 相区淬火处置的合金以仿照焊接接头热影响区组织，，并进行分歧工艺的时效处置，，钻研时效温度、、时效功夫对片层组织 Ti75 合金显微组织和力学机能的影响，，以期为其强度、、塑性和冲击韧性的综合调控及优化提供理论凭据。

1、、尝试

尝试资料为选取真空自耗电弧炉 2 次熔炼制备的 Ti75 合金铸锭，，利用 METTLER 公司 TGA/DSC1 同步热分析仪测得其 β 相变点为 947℃，，化学成分如表 1 所示。铸锭经 β 相变点以上开坯，，在两相区经多火次铸造后获得 Ti75 合金锻件。选取 935℃/4.5h/AC 工艺（记为 HTA）对锻件进行退火处置，，退火后的组织重要由初生等轴 α 相、、β 转变组织组成，，β 转变基体上散布有片层 α 相和少量 β 相，，如图 1 所示。

表 1 Ti75 合金铸锭化学成分 (w/%) 

Table 1 Chemical composition of Ti75 alloy ingot

钛合金的 β 转变组织状态受冷却速度影响较大，，急剧冷却可使次生片层 α 相宽度更为藐小，，故选取 980℃/2h/WC 工艺（记为 HTQ）对退火态 Ti75 合金锻件进行淬火处置，，以获得片层组织。依照表 2 工艺对淬火态 Ti75 合金锻件进行分歧温度和分歧功夫的时效处置。

表 2 Ti75 合金时效处置工艺 

Table 2 Aging treatment process of Ti75 alloy

用线切割从热处置后的样品上切取拉伸试样、、夏比冲击试样和金相试样。拉伸试样标距段尺寸为 φ5mm×25mm，，参照 GB/T228-2010《金属资料拉伸试验第 1 部门：室温试验步骤》，，在室温下进行拉伸试验。冲击试样尺寸为 10mm×10mm×55mm，，V 型缺口，，参照 GB/T229-2007《金属资料夏比摆锤冲击试验步骤》，，在室温下进行冲击试验。选取 Quanta650 扫描电子显微镜（SEM）观察冲击及拉伸试样断口描摹特点。用线切割从热处置后的样品上切取 0.5mm 厚薄片，，用机械减薄 + 电解双喷的方式制成透射电镜（TEM）样品，，选取 JEM-2100 透射电子显微镜观察组织演变。

2、、了局与分析

2.1 分歧热处置制度下显微组织演变

图 2 为淬火态 Ti75 合金的金相照片。从图 2 能够看出，，经淬火后等轴 α 相齐全隐没，，原始 β 晶界显著，，晶粒内为片层组织。

在金相显微镜下，，Ti75 合金经分歧温度与功夫时效处置后的显微组织与淬火态组织相比无显著变动。为了进一步对分歧工艺热处置后的显微组织进行分析，，选取透射电子显微镜对淬火态和分歧温度时效 8h 后的 Ti75 合金试样进行观察，，了局如图 3 所示。淬火态组织重要由天堑平直且长宽比力大的大片层 α 相、、长宽比力小的 α 相、、马氏体 α' 相、、亚不变 β 相组成，，如图 3a 所示。经 500℃时效处置后，，马氏体 α' 相分化为不变的 α 相和 β 相，，显微组织描摹变动不显著，，如图 3b 所示。时效温度升至 550℃时，，粗壮片层 α 集束与藐小片层 α 集束中相界面均产生断裂景象，，相邻片层 α 相起头归并，，如图 3c 所示。650℃时效后，，α 集束中相界面断裂景象越发显著，，部门区域相邻片层 α 相齐全归并，，宽度增长，，天堑由平直变得弯曲，，如图 3d 所示９椴⒑蟮 α 片层内部有较多玄色斑状或细针状析出相，，经衍射黑点分析该析出相为 β 相，，如图 3e 所示。时效温度进一步升高至 750℃时，，片层 α 相的归并长大水平增长，，部门区域多条片层 α 彼此相衔接，，宽度最大处达到约 3μm，，长宽比降低，，如图 3f 所示。片层 α 相中的 β 相经过相互融合，，尺寸更大、、数量削减，，长宽比力小的 α 集束归并长大后逐步球化。

2.2 力学机能

表 3 为退火态和淬火态 Ti75 合金的力学机能。图 4 为分歧工艺时效处置后 Ti75 合金的室温拉伸机能。退火态 Ti75 合金经过淬火后，，屈服强度增长了 145MPa，，达到 842MPa。时效功夫为 2h 时，，在时效温度为 500℃时屈服强度最高，，达到 924MPa，，之后随着时效温度升高而逐步降低，，其时效温度为 750℃时，，降低至 768MPa，，但仍高于退火态。时效功夫为 8h 时，，屈服强度变动法规与 2h 根基一样，，但时效强化水平有所降低。？？估慷缺涠ü嬗肭强度根基一样。退火态 Ti75 合金的伸长率为 15.3%，，淬火后降落至 4.6%，，经 500℃/8h/AC 时效后升至 8.6%，，之后随着时效温度的升高缓慢增长，，经 750℃/8h/AC 时效后达到 13.8%。

由表 3 可知，，退火态 Ti75 合金的冲击韧性为 55.0J，，淬火后降至 46.3J。图 5 为分歧时效工艺处置后 Ti75 合金的冲击韧性测试了局。由图 5 可知，，时效态 Ti75 合金的冲击韧性随着时效温度的升高先降低后升高。时效功夫分歧，，冲击韧性最低值对应的时效温度也分歧。经时效处置 2h 后，，Ti75 合金冲击韧性最低点对应的时效温度为 650℃；；经 8h 时效处置后，，冲击韧性最低点对应的时效温度为 600℃，，2 条冲击韧性曲线在 650℃订交。时效温度低于 650℃时，，时效 2h 后的冲击韧性高于时效 8h；；时效温度高于 650℃时，，时效 2h 后的冲击韧性反而低于时效 8h。

表 3 退火态和淬火态 Ti75 合金的力学机能 

Table 3 Mechanical properties of Ti75 alloy as-annealed and as-quenched

2.3 断口分析

为了钻研 Ti75 合金分歧显微组织与断裂特点的关系，，对冲击及拉伸试样断口进行观察分析。图 6 为 Ti75 合金冲击试样断口宏观描摹。退火态冲击试样断口描摹为典型的韧性断裂特点，，断口理论布满韧窝，，剪切唇区域较大，，如图 6a 所示。淬火态实时效态断口描摹拥有准解理断裂特点，，既有韧窝又散布有解理平面，，剪切唇区域较小，，如图 6b~6d 所示。图 7 为 Ti75 合金冲击断口纤维区的微观描摹。从图 7 能够看出，，淬火态与时效态断口均为准解理断裂，，但解理平面微观特点稍有差距。淬火态与 500℃时效试样断口上解理平面较为平展，，750℃时效后解理平面上则散布有浅型韧窝，，批注塑性有所增长。Ti75 合金拉伸试样断口描摹的变动法规与冲击试样根基一致，，纤维区微观描摹如图 8 所示。

2.4 时效过程中的强化及软化作用

退火态合金经 β 相区淬火后，，显微组织由大量片层 α 相及少量马氏体 α' 相组成，，相界面增长，，位错滑移难题，，强度增长。钻研批注，，淬火温度越高，，转变的高温 β 相越多，，快冷过程中形成的马氏体 α' 相数量越多、、尺寸越小 [11]。Ti75 合金经过 980℃淬火处置后，，α 相齐全转化为高温 β 相，，形成的马氏体 α' 相数量较多、、尺寸较小，，时效过程中马氏体 α' 相齐全分化必要更高温度或者更长功夫：辖鸬氖毙Ч棠芄环治 3 个阶段：

时效初期，，马氏体 α' 相→α+β 相和藐小 α 相归并长大两个过程同时进行，，前者占主导职位，，马氏体 α' 相分化为弥散散布的不变 α 相和 β 相，，形成弥散强化，，进一步提高了强度；；

时效中期，，同样产生 α' 相→α+β 相和藐小 α 相归并长大两个过程，，但后者占主导职位，，藐小的 α 相归并长大，，弥散强化成效减弱，，强度逐步降低，，出现软化景象；；α 相荟萃长大后尺寸依然较小，，对冲击韧性无影响，，故冲击韧性依然维持降低趋向；；

时效后期，，较高的时效温度提供了较大的驱动力，，粗壮片层 α 相起头归并长大，，并随着温度升高长大水平增大。此时，，弥散强化作用进一步减弱，，合金强度降低；；钛合金的冲击韧性与片层 α 相状态亲昵有关 [12]，，粗壮片层 α 相归并长大后宽度大幅增长，，故障裂纹直接穿过 α 相，，扭转裂纹扩大方向 [13]，，增大了裂纹扩大蹊径，，进而提高了扩大功，，冲击韧性增大；；片层 α 相粗化后内部位错易于开动滑移，，软化作用加强，，提高了塑性变形能力，，故断口解理平面上出现浅韧窝。

时效过程中，，弥散散布的 α、、β 相形成弥散强化，，α 相粗化造成软化景象，，粗壮片层 α 相归并长大促使冲击韧性提升，，强度和冲击韧性的影响成分分歧是二者在时效过程中变动法规分歧的重要原因。

Ti75 合金在 650℃前后冲击韧性随时效功夫的变动法规分歧。其时效温度低于 650℃时，，无法提供足够的驱动力，，导致粗壮片层 α 相归并长大不显著；；在一样的时效温度下，，增长时效功夫有利于马氏体 α' 相、、亚不变 β 相分化为弥散散布的 α 相和 β 相，，相界面增大，，位错滑移活动故障增大，，易造成位错塞积形成裂纹，，冲击韧性降低。其时效温度超过 650℃时，，驱动力较大，，有利于粗壮片层 α 相归并长大，，故冲击韧性提高。因而，，拥有片层组织的 Ti75 合金冲击韧性与时效温度、、时效功夫亲昵有关，，在进行时效工艺制按时，，应同时关注时效功夫和时效温度。在思考热处置能耗的情况下，，可选取 750℃/2h/AC 时效工艺以改善片层组织 Ti75 合金的冲击韧性。

3、、结论

(1) 淬火态 Ti75 合金为片层组织，，其强度随时效温度的升高而逐步降低，，冲击韧性随着时效温度的升高先降低后升高。在思考热处置能耗的情况下，，可选取 750℃/2h/AC 时效工艺改善片层组织 Ti75 合金的冲击韧性。      (2) 时效温度较低时，，马氏体 α' 相分化为不变的 α 相和 β 相，，以弥散强化作用为主；；随着时效温度的升高以实时效功夫的耽搁，，片层组织产生归并长大景象，，达到肯定水平时，，软化作用占据重要职位。    (3) 在时效过程中，，Ti75 合金弥散散布的 α 相粗化长大引起强度降低，，粗壮片层 α 相归并长大使冲击韧性得到提高。断口分析批注，，淬火态断口出现准解理平面特点，，随着时效过程中软化作用加强，，解理平面上出现浅韧窝，，塑性增长。

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（注，，原文标题：时效工艺对Ti75合金显微组织及力学机能的影响）