鈦及(ji)鈦合(he)(he)(he)金(jin)具(ju)有生(sheng)物兼容性好、耐腐(fu)蝕(shi)性、可焊(han)性好、耐高溫等眾多優異特性，在生(sheng)物醫學、軍工、航(hang)空航(hang)天(tian)、海洋(yang)工程、石油化(hua)工等領域(yu)均有廣(guang)泛應用(yong)[1-3]。TC10鈦合(he)(he)(he)金(jin)是一種典(dian)型的(de)α+β兩相鈦合(he)(he)(he)金(jin)，其(qi)名義(yi)成(cheng)(cheng)分(fen)(fen)為(wei)Ti-6Al-6V-2Sn-0.5Fe-0.5Cu，該(gai)合(he)(he)(he)金(jin)是美國由(you)TC4鈦合(he)(he)(he)金(jin)（名義(yi)成(cheng)(cheng)分(fen)(fen)為(wei)Ti-6Al-4V）為(wei)基礎(chu)發展(zhan)而來，與(yu)TC4鈦合(he)(he)(he)金(jin)相比(bi)，TC10鈦合(he)(he)(he)金(jin)中含有更(geng)多的(de)β穩定元素(su)，使(shi)其(qi)具(ju)有更(geng)好的(de)力(li)學性能與(yu)淬透性，使(shi)得該(gai)合(he)(he)(he)金(jin)被廣(guang)泛的(de)用(yong)于航(hang)天(tian)飛機(ji)緊(jin)固(gu)件(jian)、火箭發動機(ji)零部件(jian)、航(hang)天(tian)器外(wai)板(ban)等器件(jian)[4-5]。

決定合金力(li)學性能(neng)的(de)主(zhu)要因(yin)素有(you)3種，分(fen)別為化學成分(fen)、變形(xing)(xing)工藝(yi)以及熱處(chu)理(li)(li)(li)工藝(yi)，在合金成分(fen)調(diao)(diao)(diao)控的(de)基礎上(shang)，通(tong)過變形(xing)(xing)工藝(yi)和熱處(chu)理(li)(li)(li)工藝(yi)調(diao)(diao)(diao)控合金的(de)微(wei)(wei)(wei)觀組(zu)織，可獲得(de)理(li)(li)(li)想(xiang)的(de)力(li)學性能(neng)[6-8]。相(xiang)(xiang)比于變形(xing)(xing)加工，熱處(chu)理(li)(li)(li)具有(you)節能(neng)高效(xiao)(xiao)、周期短、操作方便等優點，是調(diao)(diao)(diao)控微(wei)(wei)(wei)觀組(zu)織最為常見的(de)方法(fa)，根據合金的(de)相(xiang)(xiang)轉變溫度，分(fen)別在單(dan)相(xiang)(xiang)區與兩(liang)相(xiang)(xiang)區進行熱處(chu)理(li)(li)(li)，可有(you)效(xiao)(xiao)調(diao)(diao)(diao)控合金微(wei)(wei)(wei)觀組(zu)織形(xing)(xing)態，進而得(de)到理(li)(li)(li)想(xiang)的(de)力(li)學性能(neng)[9-10]。

目(mu)前國(guo)內外學者對TC10鈦(tai)合(he)金(jin)(jin)的(de)熱處(chu)理(li)工藝進行了較(jiao)(jiao)(jiao)多的(de)研究，朱寶輝等(deng)(deng)[11]研究了固(gu)(gu)溶(rong)時(shi)效(xiao)工藝對Ti-6Al-6V-2Sn鈦(tai)合(he)金(jin)(jin)棒材組織(zhi)及性能的(de)影響，結(jie)果(guo)表(biao)明(ming)(ming)：經(jing)固(gu)(gu)溶(rong)處(chu)理(li)后(hou)(hou)，合(he)金(jin)(jin)的(de)強度(du)(du)(du)(du)降低(di)，塑(su)性升(sheng)高(gao)，隨著(zhu)(zhu)固(gu)(gu)溶(rong)溫(wen)度(du)(du)(du)(du)不(bu)(bu)斷升(sheng)高(gao)，合(he)金(jin)(jin)強度(du)(du)(du)(du)提高(gao)，但(dan)塑(su)性不(bu)(bu)斷降低(di)；再經(jing)時(shi)效(xiao)處(chu)理(li)后(hou)(hou)，與固(gu)(gu)溶(rong)相(xiang)比，合(he)金(jin)(jin)強度(du)(du)(du)(du)明(ming)(ming)顯(xian)提高(gao)，塑(su)性略有減小(xiao)。Wang等(deng)(deng)[12]研究了熱處(chu)理(li)對TC10鈦(tai)合(he)金(jin)(jin)組織(zhi)和拉伸性能的(de)影響，結(jie)果(guo)表(biao)明(ming)(ming)：當(dang)固(gu)(gu)溶(rong)溫(wen)度(du)(du)(du)(du)為970℃時(shi)，組織(zhi)中形成(cheng)α′相(xiang)與α″相(xiang)，但(dan)α″相(xiang)尺寸較(jiao)(jiao)(jiao)小(xiao)，當(dang)固(gu)(gu)溶(rong)溫(wen)度(du)(du)(du)(du)為920℃時(shi)，組織(zhi)中只(zhi)形成(cheng)α″相(xiang)，并不(bu)(bu)形成(cheng)α′相(xiang)；經(jing)固(gu)(gu)溶(rong)處(chu)理(li)后(hou)(hou)，隨著(zhu)(zhu)時(shi)效(xiao)溫(wen)度(du)(du)(du)(du)的(de)升(sheng)高(gao)，合(he)金(jin)(jin)強度(du)(du)(du)(du)降低(di)，塑(su)性增(zeng)加。Huang等(deng)(deng)[13]研究了Ti-6Al-6V-2Sn鈦(tai)合(he)金(jin)(jin)在不(bu)(bu)同時(shi)效(xiao)溫(wen)度(du)(du)(du)(du)下的(de)缺口抗拉強度(du)(du)(du)(du)與組織(zhi)的(de)關(guan)系(xi)。結(jie)果(guo)表(biao)明(ming)(ming)：在時(shi)效(xiao)溫(wen)度(du)(du)(du)(du)為482℃時(shi)，合(he)金(jin)(jin)硬度(du)(du)(du)(du)值(zhi)最大，但(dan)缺口抗拉強度(du)(du)(du)(du)較(jiao)(jiao)(jiao)差，當(dang)時(shi)效(xiao)溫(wen)度(du)(du)(du)(du)高(gao)于593℃后(hou)(hou)，缺口抗拉強度(du)(du)(du)(du)顯(xian)著(zhu)(zhu)增(zeng)加。

綜(zong)上所述，雖(sui)然對(dui)(dui)(dui)TC10鈦(tai)合(he)金(jin)(jin)熱(re)處理工(gong)(gong)藝(yi)做了較多(duo)的(de)(de)(de)(de)研(yan)(yan)究(jiu)(jiu)，但大多(duo)數是以(yi)固(gu)溶(rong)時效(xiao)對(dui)(dui)(dui)拉伸性能(neng)的(de)(de)(de)(de)影響為(wei)主，很少對(dui)(dui)(dui)其(qi)它(ta)熱(re)處理工(gong)(gong)藝(yi)以(yi)及(ji)力學(xue)性能(neng)進行研(yan)(yan)究(jiu)(jiu)，而工(gong)(gong)程(cheng)應(ying)(ying)用的(de)(de)(de)(de)很多(duo)器件中會有(you)螺(luo)紋、油孔以(yi)及(ji)鍵槽等不(bu)連續結(jie)構，這與合(he)金(jin)(jin)中存在缺口相類似，在施(shi)加載荷時，此(ci)區(qu)域容易產(chan)(chan)生(sheng)應(ying)(ying)力集中，導致裂紋萌生(sheng)并(bing)快速(su)擴展(zhan)，最后發生(sheng)斷裂，特(te)別是當(dang)沖(chong)擊(ji)(ji)載荷為(wei)高應(ying)(ying)變速(su)率的(de)(de)(de)(de)情況下，會產(chan)(chan)生(sheng)十(shi)分(fen)嚴重的(de)(de)(de)(de)后果。因(yin)此(ci)，在工(gong)(gong)程(cheng)應(ying)(ying)用中，合(he)金(jin)(jin)的(de)(de)(de)(de)沖(chong)擊(ji)(ji)性能(neng)十(shi)分(fen)重要，對(dui)(dui)(dui)沖(chong)擊(ji)(ji)性能(neng)的(de)(de)(de)(de)作(zuo)用機(ji)制以(yi)及(ji)影響因(yin)素(su)開(kai)展(zhan)研(yan)(yan)究(jiu)(jiu)是很有(you)必(bi)要的(de)(de)(de)(de)，故本研(yan)(yan)究(jiu)(jiu)根據TC10鈦(tai)合(he)金(jin)(jin)的(de)(de)(de)(de)相轉變溫(wen)度(du)(du)，分(fen)別選取單相區(qu)與兩相區(qu)溫(wen)度(du)(du)對(dui)(dui)(dui)該合(he)金(jin)(jin)進行不(bu)同工(gong)(gong)藝(yi)的(de)(de)(de)(de)退(tui)火處理，并(bing)進行沖(chong)擊(ji)(ji)性能(neng)測試，研(yan)(yan)究(jiu)(jiu)退(tui)火工(gong)(gong)藝(yi)對(dui)(dui)(dui)合(he)金(jin)(jin)微(wei)觀組織與沖(chong)擊(ji)(ji)性能(neng)的(de)(de)(de)(de)影響，為(wei)TC10鈦(tai)合(he)金(jin)(jin)的(de)(de)(de)(de)工(gong)(gong)程(cheng)應(ying)(ying)用作(zuo)出(chu)一定參考。

1、實驗

試(shi)驗(yan)所用(yong)(yong)材料為(wei)(wei)(wei)TC10鈦合(he)(he)金(jin)(jin)(jin)棒(bang)材，原材料為(wei)(wei)(wei)鋁(lv)釩合(he)(he)金(jin)(jin)(jin)、鋁(lv)鐵合(he)(he)金(jin)(jin)(jin)、鈦錫合(he)(he)金(jin)(jin)(jin)、鋁(lv)釩錫鐵銅五元合(he)(he)金(jin)(jin)(jin)以及(ji)小顆粒海綿鈦，經(jing)3次(ci)真空熔煉（VAR）制(zhi)成(cheng)鈦合(he)(he)金(jin)(jin)(jin)鑄錠(ding)，隨后經(jing)多(duo)火(huo)次(ci)鍛造(zao)制(zhi)成(cheng)試(shi)驗(yan)所用(yong)(yong)棒(bang)材。使用(yong)(yong)ICP發(fa)射(she)(she)光譜儀測試(shi)合(he)(he)金(jin)(jin)(jin)的(de)(de)化學成(cheng)分（質量分數）為(wei)(wei)(wei)5.73%Al、5.62%V、2.31%Sn、0.68%Fe、0.65%Cu、Ti余量，合(he)(he)金(jin)(jin)(jin)相(xiang)(xiang)(xiang)變(bian)點測試(shi)采用(yong)(yong)連續(xu)升溫金(jin)(jin)(jin)相(xiang)(xiang)(xiang)法，測得試(shi)驗(yan)用(yong)(yong)合(he)(he)金(jin)(jin)(jin)的(de)(de)相(xiang)(xiang)(xiang)轉(zhuan)變(bian)溫度為(wei)(wei)(wei)940℃。圖(tu)1a為(wei)(wei)(wei)試(shi)驗(yan)用(yong)(yong)TC10鈦合(he)(he)金(jin)(jin)(jin)棒(bang)材的(de)(de)原始微觀(guan)組(zu)織(zhi)(zhi)，發(fa)現原始微觀(guan)組(zu)織(zhi)(zhi)中包含初生(sheng)α相(xiang)(xiang)(xiang)（αp）以及(ji)β轉(zhuan)變(bian)組(zu)織(zhi)(zhi)（βT），其(qi)中初生(sheng)α相(xiang)(xiang)(xiang)以等軸(zhou)狀形貌為(wei)(wei)(wei)主，在基體上均勻分布，β轉(zhuan)變(bian)組(zu)織(zhi)(zhi)包含次(ci)生(sheng)α相(xiang)(xiang)(xiang)和殘余β相(xiang)(xiang)(xiang)，殘余β相(xiang)(xiang)(xiang)主要(yao)位于細針狀的(de)(de)次(ci)生(sheng)α相(xiang)(xiang)(xiang)之間，合(he)(he)金(jin)(jin)(jin)的(de)(de)原始微觀(guan)組(zu)織(zhi)(zhi)為(wei)(wei)(wei)雙(shuang)態組(zu)織(zhi)(zhi)。圖(tu)1b為(wei)(wei)(wei)試(shi)驗(yan)用(yong)(yong)TC10鈦合(he)(he)金(jin)(jin)(jin)棒(bang)材的(de)(de)XRD圖(tu)譜。可以發(fa)現，XRD衍射(she)(she)峰(feng)主要(yao)由α相(xiang)(xiang)(xiang)衍射(she)(she)峰(feng)以及(ji)少量β相(xiang)(xiang)(xiang)衍射(she)(she)峰(feng)所構(gou)成(cheng)，其(qi)中（100）、（002）、（101）3組(zu)晶面指數的(de)(de)衍射(she)(she)峰(feng)較強，圖(tu)1b中未(wei)見(jian)其(qi)它明顯衍射(she)(she)峰(feng)，結合(he)(he)圖(tu)1a可知，試(shi)驗(yan)用(yong)(yong)合(he)(he)金(jin)(jin)(jin)原始微觀(guan)組(zu)織(zhi)(zhi)由α相(xiang)(xiang)(xiang)與β相(xiang)(xiang)(xiang)構(gou)成(cheng)。

將試(shi)(shi)(shi)(shi)驗用(yong)(yong)TC10鈦合金(jin)棒(bang)材(cai)進行(xing)(xing)切割加工，隨后采用(yong)(yong)高精度(du)等級箱式電(dian)(dian)阻爐(lu)對合金(jin)進行(xing)(xing)不同工藝(yi)的(de)(de)(de)退火處(chu)理(li)，具體退火工藝(yi)如表(biao)1所示，待合金(jin)熱處(chu)理(li)完(wan)成后，進行(xing)(xing)加工取(qu)樣與(yu)測(ce)試(shi)(shi)(shi)(shi)，分(fen)(fen)別進行(xing)(xing)微觀(guan)(guan)組織觀(guan)(guan)察(cha)(cha)與(yu)沖(chong)擊(ji)(ji)性能測(ce)試(shi)(shi)(shi)(shi)，為(wei)確(que)保測(ce)試(shi)(shi)(shi)(shi)結果的(de)(de)(de)一致性，沖(chong)擊(ji)(ji)性能測(ce)試(shi)(shi)(shi)(shi)的(de)(de)(de)試(shi)(shi)(shi)(shi)樣取(qu)向方向均(jun)為(wei)棒(bang)材(cai)縱向。使(shi)(shi)用(yong)(yong)德國蔡司SUPRA55場發射掃描(miao)電(dian)(dian)鏡(jing)（SEM）對合金(jin)微觀(guan)(guan)組織以及(ji)沖(chong)擊(ji)(ji)試(shi)(shi)(shi)(shi)樣斷口微觀(guan)(guan)形(xing)貌進行(xing)(xing)觀(guan)(guan)察(cha)(cha)拍照，使(shi)(shi)用(yong)(yong)荷蘭(lan)帕納科EmpyreanX射線衍射儀進行(xing)(xing)XRD測(ce)試(shi)(shi)(shi)(shi)，設置掃描(miao)角度(du)為(wei)20°~80°，對XRD測(ce)試(shi)(shi)(shi)(shi)結果使(shi)(shi)用(yong)(yong)Highscoreplus軟件進行(xing)(xing)分(fen)(fen)析(xi)，使(shi)(shi)用(yong)(yong)日(ri)本電(dian)(dian)子JEM2100F透射電(dian)(dian)子顯微鏡(jing)（TEM）進行(xing)(xing)高分(fen)(fen)辨形(xing)貌觀(guan)(guan)察(cha)(cha)和晶(jing)體結構分(fen)(fen)析(xi)，使(shi)(shi)用(yong)(yong)LF5255試(shi)(shi)(shi)(shi)驗機進行(xing)(xing)沖(chong)擊(ji)(ji)性能測(ce)試(shi)(shi)(shi)(shi)，擺錘刀刃半徑為(wei)2mm，測(ce)試(shi)(shi)(shi)(shi)標準依(yi)據GB/T229-2021執行(xing)(xing)，圖(tu)2為(wei)沖(chong)擊(ji)(ji)試(shi)(shi)(shi)(shi)樣實物圖(tu)與(yu)加工圖(tu)，在每組沖(chong)擊(ji)(ji)試(shi)(shi)(shi)(shi)驗中，均(jun)測(ce)試(shi)(shi)(shi)(shi)2個試(shi)(shi)(shi)(shi)樣，最后取(qu)平(ping)均(jun)值作為(wei)試(shi)(shi)(shi)(shi)驗結果。

2、結果與討論

2.1微觀組織

圖3為合金經單重退火處理后的微觀組織。由圖3可知，隨著退火溫度不斷升高，組織中最明顯變化為α_p相（位置A）含量逐漸減小，同時析出次生α相（αs），其形貌呈現細針狀（位置B），均勻彌散的分布在組織中，當退火溫度達到相轉變溫度940℃時，α_p相含量大幅度減少，同時組織中出現三叉狀β晶界（位置C），α_s相含量增加，當退火溫度超過相轉變溫度后，組織中α_p相完全消失，出現晶界α相（位置D），并析出在大量細針狀α_s相。

合金在加熱過程中，組織中α相發生溶解，其溶解順序與原始組織中析出α相順序相反，最先發生溶解的為最薄的α相，隨后是較厚的α相尺寸逐漸減少，最后直至完全溶解[14]。而α_s相的析出受到兩方面因素影響，一方面是退火溫度，其會影響合金中的元素再分配，根據鈦合金偽平衡相圖[15]，在退火溫度升高的過程中，組織中會有更多的α相向β相發生轉變，合金元素進行再分配的過程中，會降低高溫β相中β穩定元素的含量，導致β相在冷卻過程中的穩定性降低，促使α_s相析出；另一方面受到冷卻時間的影響，在冷速速率相同的情況下，退火溫度的高低會決定冷卻時間的長短，當退火溫度越高時，則冷卻時間越長，對α_s相的析出越有利。

當退火溫度為兩相區時（圖3a~3c），組織中包含α_p相以及βT，此時α_p相包含2部分，一部分為經過球化和溶解后而形成的α_p相，此時α_p相的成分與分布情況受到溶質元素的分布情況、取向關系以及界面能等因素影響；另一部分為原始組織中未發生溶解而殘留下來的α_p相[16]。組織中的βT是在加熱過程中形成的高溫亞穩定β相，在冷卻過程中轉變為低溫亞穩定β相并析出針狀α_s相所形成。當退火溫度為單相區時（圖3d），原始組織中的α相會全部轉變成β相，α相完全消失的同時，組織中β晶粒會明顯長大，在進行冷卻時，從β相中會析出大量α_s相，大量取向一致的α_s相會平行排列，從而形成α束域，不同的α_s片(pian)層之間(jian)分布殘余β相，合金(jin)由原始(shi)的雙態組織(zhi)轉變(bian)為片(pian)層組織(zhi)。

圖(tu)4為(wei)合金經單重退火處(chu)理后的(de)XRD圖(tu)譜，TC10鈦合金經過(guo)(guo)加熱以及保(bao)溫(wen)處(chu)理后，在冷卻過(guo)(guo)程(cheng)(cheng)(cheng)中(zhong)主要(yao)發生(sheng)(sheng)的(de)3種物相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)轉(zhuan)(zhuan)變(bian)(bian)(bian)，分別為(wei)β→α相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)、β→α′相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)、β→α″相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)。其(qi)中(zhong)，β→α′相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)與β→α″相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)二者均是(shi)馬氏(shi)體(ti)(ti)相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)變(bian)(bian)(bian)，都是(shi)由(you)一種晶體(ti)(ti)結(jie)構(gou)(gou)通過(guo)(guo)切變(bian)(bian)(bian)的(de)方式轉(zhuan)(zhuan)變(bian)(bian)(bian)成(cheng)為(wei)另一種晶體(ti)(ti)結(jie)構(gou)(gou)，是(shi)典型(xing)的(de)無擴散型(xing)相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)變(bian)(bian)(bian)，其(qi)相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)變(bian)(bian)(bian)過(guo)(guo)程(cheng)(cheng)(cheng)通過(guo)(guo)界面(mian)遷(qian)移(yi)進行(xing)控制(zhi)。在相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)變(bian)(bian)(bian)過(guo)(guo)程(cheng)(cheng)(cheng)中(zhong)，β相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)內的(de)原子會(hui)進行(xing)有規律的(de)集(ji)體(ti)(ti)切變(bian)(bian)(bian)，當切變(bian)(bian)(bian)距(ju)離較大時(shi)，發生(sheng)(sheng)β→α′相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)轉(zhuan)(zhuan)變(bian)(bian)(bian)，當切變(bian)(bian)(bian)距(ju)離較小時(shi)，發生(sheng)(sheng)β→α″相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)轉(zhuan)(zhuan)變(bian)(bian)(bian)，故α″相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)通常(chang)被(bei)當成(cheng)β相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)與α′相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)二者之間的(de)過(guo)(guo)渡相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)[17]。

同(tong)時(shi)，因為(wei)(wei)α′相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)的(de)晶(jing)體(ti)(ti)結(jie)(jie)(jie)(jie)構(gou)為(wei)(wei)六方(fang)馬氏體(ti)(ti)，而α″相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)的(de)晶(jing)體(ti)(ti)結(jie)(jie)(jie)(jie)構(gou)為(wei)(wei)斜(xie)方(fang)馬氏體(ti)(ti)，從晶(jing)體(ti)(ti)結(jie)(jie)(jie)(jie)構(gou)的(de)角度分(fen)析，具(ju)有(you)體(ti)(ti)心立方(fang)結(jie)(jie)(jie)(jie)構(gou)的(de)β相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)會(hui)更容易切變為(wei)(wei)α″相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)，三者的(de)晶(jing)體(ti)(ti)學(xue)關系示(shi)意圖(tu)如(ru)圖(tu)5所示(shi)[18]，圖(tu)5a為(wei)(wei)β相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)與(yu)(yu)α′相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)的(de)晶(jing)體(ti)(ti)學(xue)關系，其中α′相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)呈密排六方(fang)結(jie)(jie)(jie)(jie)構(gou)（以(yi)黑色(se)原子(zi)(zi)(zi)為(wei)(wei)主(zhu)(zhu)體(ti)(ti)結(jie)(jie)(jie)(jie)構(gou)）與(yu)(yu)體(ti)(ti)心立方(fang)的(de)β相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)（以(yi)灰(hui)色(se)原子(zi)(zi)(zi)為(wei)(wei)主(zhu)(zhu)體(ti)(ti)結(jie)(jie)(jie)(jie)構(gou)）之間存在Burgers位向(xiang)關系。圖(tu)5b為(wei)(wei)β相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)與(yu)(yu)α″相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)的(de)晶(jing)體(ti)(ti)學(xue)關系，其中斜(xie)方(fang)結(jie)(jie)(jie)(jie)構(gou)α″相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)（以(yi)黑色(se)原子(zi)(zi)(zi)為(wei)(wei)主(zhu)(zhu)體(ti)(ti)結(jie)(jie)(jie)(jie)構(gou)）與(yu)(yu)體(ti)(ti)心立方(fang)β相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)（以(yi)灰(hui)色(se)原子(zi)(zi)(zi)為(wei)(wei)主(zhu)(zhu)體(ti)(ti)結(jie)(jie)(jie)(jie)構(gou)）符合Burgers位向(xiang)關系。

由(you)(you)于α相(xiang)與α′相(xiang)二(er)者的(de)(de)晶體結構相(xiang)同，均(jun)(jun)為(wei)(wei)密排(pai)六方(fang)晶體結構，故二(er)者的(de)(de)點陣常(chang)數十(shi)分接(jie)近，使(shi)得二(er)者的(de)(de)衍(yan)射(she)峰(feng)在(zai)XRD圖(tu)譜中(zhong)重合，僅是衍(yan)射(she)峰(feng)會(hui)(hui)有較(jiao)少寬(kuan)化改(gai)變，又因為(wei)(wei)二(er)者的(de)(de)主(zhu)體結構一(yi)致(zhi)，會(hui)(hui)導致(zhi)其衍(yan)射(she)斑點位置(zhi)幾乎完全重合，難以有效進(jin)(jin)(jin)行(xing)區分[19]。通(tong)常(chang)情況下，冷(leng)(leng)卻速率(lv)是區別組(zu)織(zhi)(zhi)(zhi)中(zhong)形(xing)(xing)(xing)(xing)成(cheng)(cheng)α相(xiang)或者α′相(xiang)的(de)(de)主(zhu)要(yao)判斷因素(su)，當(dang)冷(leng)(leng)卻速率(lv)達到一(yi)定(ding)值時(shi)，β相(xiang)的(de)(de)轉變方(fang)式為(wei)(wei)無(wu)擴(kuo)(kuo)散(san)切變，因為(wei)(wei)較(jiao)快(kuai)的(de)(de)冷(leng)(leng)卻速率(lv)會(hui)(hui)使(shi)合金元素(su)不能及時(shi)析出(chu)，在(zai)晶內(nei)會(hui)(hui)迅速彌散(san)形(xing)(xing)(xing)(xing)核，進(jin)(jin)(jin)而(er)形(xing)(xing)(xing)(xing)成(cheng)(cheng)α′相(xiang)，而(er)當(dang)冷(leng)(leng)卻速率(lv)較(jiao)慢時(shi)，組(zu)織(zhi)(zhi)(zhi)中(zhong)的(de)(de)合金元素(su)以及鈦元素(su)擴(kuo)(kuo)散(san)充(chong)分，最終(zhong)形(xing)(xing)(xing)(xing)成(cheng)(cheng)α相(xiang)[20]。但目(mu)前(qian)對冷(leng)(leng)卻速率(lv)的(de)(de)概念(nian)均(jun)(jun)為(wei)(wei)定(ding)性關系，并無(wu)確定(ding)的(de)(de)定(ding)量(liang)關系，故不能簡單以空冷(leng)(leng)或水冷(leng)(leng)作為(wei)(wei)判斷的(de)(de)依據(ju)，需進(jin)(jin)(jin)行(xing)深入探討。相(xiang)關文獻(xian)指出(chu)[18]，α′相(xiang)與α相(xiang)二(er)者的(de)(de)區別為(wei)(wei)：在(zai)進(jin)(jin)(jin)行(xing)冷(leng)(leng)卻時(shi)，α′相(xiang)通(tong)常(chang)會(hui)(hui)截至在(zai)β晶界處，其較(jiao)大長寬(kuan)比的(de)(de)細針狀(zhuang)形(xing)(xing)(xing)(xing)態(tai)，而(er)α相(xiang)因為(wei)(wei)形(xing)(xing)(xing)(xing)核相(xiang)對困難，通(tong)常(chang)需要(yao)借助晶界進(jin)(jin)(jin)行(xing)形(xing)(xing)(xing)(xing)核，最終(zhong)形(xing)(xing)(xing)(xing)貌(mao)為(wei)(wei)更為(wei)(wei)粗大針狀(zhuang)或片層狀(zhuang)形(xing)(xing)(xing)(xing)態(tai)。結合圖(tu)3可知，不同退火溫度(du)(du)的(de)(de)組(zu)織(zhi)(zhi)(zhi)中(zhong)均(jun)(jun)有細針狀(zhuang)α相(xiang)，由(you)(you)于放(fang)大倍(bei)數較(jiao)小，故無(wu)法從圖(tu)3中(zhong)的(de)(de)形(xing)(xing)(xing)(xing)貌(mao)中(zhong)進(jin)(jin)(jin)行(xing)有效區分。因為(wei)(wei)加熱(re)溫度(du)(du)越高，馬(ma)氏(shi)體相(xiang)變驅(qu)動力越充(chong)足，越容易發生馬(ma)氏(shi)體相(xiang)變，故選取退火溫度(du)(du)最高的(de)(de)工藝D（960℃）進(jin)(jin)(jin)行(xing)TEM分析，具體形(xing)(xing)(xing)(xing)貌(mao)如圖(tu)6a所(suo)示，可以發現，組(zu)織(zhi)(zhi)(zhi)中(zhong)的(de)(de)形(xing)(xing)(xing)(xing)貌(mao)以粗大片層狀(zhuang)形(xing)(xing)(xing)(xing)態(tai)為(wei)(wei)主(zhu)，并無(wu)明顯其它形(xing)(xing)(xing)(xing)態(tai)存在(zai)，可以判斷工藝D的(de)(de)組(zu)織(zhi)(zhi)(zhi)中(zhong)并未形(xing)(xing)(xing)(xing)成(cheng)(cheng)α′相(xiang)，由(you)(you)此可得，經單重退火處理后的(de)(de)組(zu)織(zhi)(zhi)(zhi)中(zhong)并無(wu)α′相(xiang)析出(chu)。

對(dui)組(zu)織(zhi)中(zhong)(zhong)是否(fou)(fou)發(fa)生(sheng)β→α″相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)進(jin)行(xing)(xing)分(fen)析(xi)(xi)，由(you)圖(tu)(tu)5可(ke)知(zhi)，α″相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)和(he)α′相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)二者與母相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)的(de)(de)(de)晶(jing)體(ti)學(xue)關系均保持(chi)一致，故(gu)二者的(de)(de)(de)a軸(zhou)(zhou)與c軸(zhou)(zhou)大致相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)同，若(ruo)將(jiang)α″相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)中(zhong)(zhong)的(de)(de)(de)b軸(zhou)(zhou)的(de)(de)(de)長度(du)(du)縮短到(dao)與a軸(zhou)(zhou)一致，則(ze)此時(shi)α″相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)與α′相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)晶(jing)體(ti)結構相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)同，故(gu)可(ke)以(yi)得(de)(de)出(chu)α′相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)是α″相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)發(fa)生(sheng)畸變(bian)所(suo)形(xing)成，其中(zhong)(zhong)b軸(zhou)(zhou)發(fa)生(sheng)畸變(bian)的(de)(de)(de)主要因素為合金中(zhong)(zhong)含有(you)較多β穩定元素，在(zai)(zai)冷卻(que)速(su)率(lv)較快時(shi)，會(hui)導致α相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)產(chan)生(sheng)畸變(bian)所(suo)致。由(you)于(yu)α″相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)中(zhong)(zhong)的(de)(de)(de)a軸(zhou)(zhou)≠b軸(zhou)(zhou)，故(gu)在(zai)(zai){hkl}晶(jing)系中(zhong)(zhong)，α″相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)會(hui)體(ti)現(xian)出(chu)不同的(de)(de)(de)晶(jing)面間距，從而(er)使得(de)(de)在(zai)(zai)XRD圖(tu)(tu)譜(pu)中(zhong)(zhong)的(de)(de)(de)低(di)角度(du)(du)范圍(wei)（41°~42°）以(yi)及高(gao)角度(du)(du)范圍(wei)（51°~54°）與（61°~65°）中(zhong)(zhong)，(021)α″、(022)α″、(200)α″、(130)α″衍(yan)射峰是判(pan)斷(duan)是否(fou)(fou)具有(you)α″相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)的(de)(de)(de)特征衍(yan)射峰[18,21]。結合圖(tu)(tu)4b~圖(tu)(tu)4d3組(zu)不同角度(du)(du)范圍(wei)的(de)(de)(de)XRD圖(tu)(tu)譜(pu)可(ke)知(zhi)，在(zai)(zai)低(di)角度(du)(du)與高(gao)角度(du)(du)范圍(wei)內，并(bing)(bing)未(wei)發(fa)現(xian)α″相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)的(de)(de)(de)特征衍(yan)射峰，可(ke)以(yi)初步判(pan)斷(duan)組(zu)織(zhi)中(zhong)(zhong)并(bing)(bing)未(wei)析(xi)(xi)出(chu)α″相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)。由(you)于(yu)XRD圖(tu)(tu)譜(pu)為一種輔(fu)助驗(yan)證(zheng)的(de)(de)(de)手段，為進(jin)一步驗(yan)證(zheng)上述判(pan)斷(duan)，選(xuan)(xuan)取(qu)(qu)經工藝(yi)D處理后的(de)(de)(de)試樣(yang)進(jin)行(xing)(xing)TEM分(fen)析(xi)(xi)，相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)關文獻(xian)指出(chu)[22-23]，α″相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)除位(wei)于(yu)基(ji)體(ti)上外，在(zai)(zai)殘(can)余β相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)中(zhong)(zhong)也(ye)會(hui)存在(zai)(zai)α″相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)，因圖(tu)(tu)6a中(zhong)(zhong)已(yi)對(dui)基(ji)體(ti)上α相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)進(jin)行(xing)(xing)電子(zi)衍(yan)射斑點標記，故(gu)圖(tu)(tu)6b選(xuan)(xuan)取(qu)(qu)次生(sheng)α相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)之間的(de)(de)(de)殘(can)余β相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)進(jin)行(xing)(xing)電子(zi)衍(yan)射斑點標記，結果發(fa)現(xian)該區域主要β相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)，并(bing)(bing)未(wei)發(fa)現(xian)α″相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)，結合XRD圖(tu)(tu)譜(pu)可(ke)得(de)(de)組(zu)織(zhi)中(zhong)(zhong)并(bing)(bing)無α″相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)析(xi)(xi)出(chu)。

綜上所(suo)述(shu)，在本試驗(yan)條件下，TC10鈦合金(jin)在經不同(tong)溫度的單重退火處(chu)理后(hou)，組織(zhi)主要由α相與β相構成(cheng)，并無其它明顯物相存在。

α+β兩相鈦合金在經歷單重退火處理后，通常要進行雙重退火處理，其目的是調節組織中析出α相的形態與含量，穩定組織與性能，從而使合金達到理想的強度。圖7為合金經雙重退火處理后的微觀組織，與單重退火相比較，合金經雙重退火處理后，組織中α_p相無明顯變化，而經雙重退火后，析出的次生α相（αs）形貌與尺寸出現明顯變化，此時的α_s相形貌主要有2種形態，一種為粗片層α_s相，其中，部分粗片層α_s相平行排列，形成α束域（位置E），部分粗片層α_s相交錯排列而形成獨立片層，也有極少數幾乎可貫穿βT的十分粗大α_s相（位置F），而α_s相的另一種形貌為在βT中均勻交錯分布的細片層α_s相（位置G）。

圖8為合金經雙重退火處理后的XRD圖譜，可以發現此時組織由α相以及β相構成，與單重退火的XRD圖譜相比較，衍射峰總體接近，其中（101)α衍射峰強度略有增加，而（110)β衍射峰強度略加減少，尤其當退火溫度為位于單相區（960℃）時更為明顯，這與亞穩定β相發生分解，從而改變組織中元素分配有關[24-25]。合金在進行雙重退火過程中，會使在單重退火過程中形成的殘余亞穩定β相發生進一步的分解，具體過程是當加熱溫度較低時，合金中元素首先產生偏聚，此時亞穩定β相會分解為大量溶質原子貧化的微觀區域（β貧）以及與其相鄰的溶質原子富集的微觀區域（β富），隨著時效溫度的升高或延長時效時間，β貧化區會最終分解為平衡的α相以及β相，最終導致組織中析出十分細小細片層α_s相[14]。與此同時，組織中原有的次生α相會逐漸長大粗化，最終形成粗片層α_s相。

綜上所述，合金經雙重退火處理后，亞穩定β相會分解，可使組織中析出大量十分細小細片層α_s相，但也會使得組織中部分α_s發生粗化，這會影響部分(fen)衍射峰強度的(de)變化，同時對合(he)金(jin)的(de)力(li)學(xue)性能也會產生影響。

2.2沖擊性能

圖9為合金經不同退火工藝處理后的沖擊性能，對比發現，合金經單重退火后的沖擊性能總體要優于雙重退火。合金在單重退火條件下，隨著退火溫度的升高，合金沖擊性能不斷下降，當退火溫度達到單相區后，沖擊性能下降幅度較大，當合金經工藝A處理后，合金沖擊性能最佳，此時沖擊吸收功為31.5J，沖擊韌性為39J/cm²。當合金在雙重退火條件下，其沖擊性能變化趨勢與單重退火一致，均是隨著單重退火溫度的升高而不斷降低，在單重退火溫度達到單相區后，沖擊性能有大幅度下降，合金沖擊性能最大值為經工藝A′處理后，此時沖擊吸收功為25.5J，沖擊韌性為32.5J/cm²。

合(he)金(jin)的(de)(de)沖(chong)(chong)擊(ji)性(xing)能(neng)(neng)(neng)(neng)主要(yao)由(you)2部分構(gou)(gou)成(cheng)，分別為沖(chong)(chong)擊(ji)吸(xi)收(shou)功(gong)與(yu)(yu)沖(chong)(chong)擊(ji)韌(ren)(ren)(ren)性(xing)，其(qi)(qi)中(zhong)(zhong)沖(chong)(chong)擊(ji)吸(xi)收(shou)功(gong)是(shi)合(he)金(jin)在(zai)(zai)裂(lie)紋(wen)(wen)(wen)萌生(sheng)(sheng)階(jie)段(duan)吸(xi)收(shou)的(de)(de)能(neng)(neng)(neng)(neng)量(liang)以(yi)及裂(lie)紋(wen)(wen)(wen)擴(kuo)(kuo)展(zhan)過(guo)程中(zhong)(zhong)吸(xi)收(shou)的(de)(de)能(neng)(neng)(neng)(neng)量(liang)大(da)(da)小，故(gu)其(qi)(qi)本質是(shi)阻礙裂(lie)紋(wen)(wen)(wen)萌生(sheng)(sheng)與(yu)(yu)裂(lie)紋(wen)(wen)(wen)擴(kuo)(kuo)散的(de)(de)能(neng)(neng)(neng)(neng)力(li)，而沖(chong)(chong)擊(ji)韌(ren)(ren)(ren)性(xing)為沖(chong)(chong)擊(ji)吸(xi)收(shou)功(gong)與(yu)(yu)沖(chong)(chong)擊(ji)試(shi)樣(yang)標(biao)準(zhun)斷面積的(de)(de)乘積，其(qi)(qi)由(you)3部分所構(gou)(gou)成(cheng)，分別為塑性(xing)變(bian)形功(gong)、彈(dan)性(xing)變(bian)形功(gong)以(yi)及裂(lie)紋(wen)(wen)(wen)擴(kuo)(kuo)展(zhan)撕(si)裂(lie)功(gong)[26-27]，故(gu)合(he)金(jin)的(de)(de)沖(chong)(chong)擊(ji)吸(xi)收(shou)功(gong)與(yu)(yu)沖(chong)(chong)擊(ji)韌(ren)(ren)(ren)性(xing)為正比例關系(xi)，沖(chong)(chong)擊(ji)吸(xi)收(shou)功(gong)越大(da)(da)，其(qi)(qi)沖(chong)(chong)擊(ji)韌(ren)(ren)(ren)性(xing)越高。相(xiang)關文獻指出(chu)[28-29]，由(you)于(yu)沖(chong)(chong)擊(ji)試(shi)樣(yang)缺口半徑較(jiao)(jiao)(jiao)大(da)(da)，在(zai)(zai)高速沖(chong)(chong)擊(ji)載(zai)荷作用下，裂(lie)紋(wen)(wen)(wen)萌生(sheng)(sheng)階(jie)段(duan)缺口尖端附近會產(chan)生(sheng)(sheng)較(jiao)(jiao)(jiao)大(da)(da)的(de)(de)應(ying)(ying)力(li)場，塑性(xing)變(bian)形區尺寸較(jiao)(jiao)(jiao)大(da)(da)，沖(chong)(chong)擊(ji)試(shi)樣(yang)產(chan)生(sheng)(sheng)的(de)(de)局部應(ying)(ying)力(li)容易達到合(he)金(jin)本身的(de)(de)臨界斷裂(lie)強度，在(zai)(zai)此處會形成(cheng)應(ying)(ying)力(li)集中(zhong)(zhong)，并引(yin)發(fa)大(da)(da)量(liang)的(de)(de)微裂(lie)紋(wen)(wen)(wen)，由(you)于(yu)在(zai)(zai)此過(guo)程中(zhong)(zhong)產(chan)生(sheng)(sheng)的(de)(de)塑性(xing)應(ying)(ying)變(bian)較(jiao)(jiao)(jiao)大(da)(da)，會消(xiao)耗(hao)(hao)更多能(neng)(neng)(neng)(neng)量(liang)，而裂(lie)紋(wen)(wen)(wen)擴(kuo)(kuo)展(zhan)過(guo)程中(zhong)(zhong)所發(fa)生(sheng)(sheng)塑性(xing)變(bian)形較(jiao)(jiao)(jiao)小。因此，裂(lie)紋(wen)(wen)(wen)萌生(sheng)(sheng)階(jie)段(duan)消(xiao)耗(hao)(hao)的(de)(de)能(neng)(neng)(neng)(neng)量(liang)是(shi)主要(yao)能(neng)(neng)(neng)(neng)量(liang)，裂(lie)紋(wen)(wen)(wen)擴(kuo)(kuo)展(zhan)所消(xiao)耗(hao)(hao)的(de)(de)能(neng)(neng)(neng)(neng)量(liang)為次要(yao)能(neng)(neng)(neng)(neng)量(liang)。

在單重退火條件下，當退火溫度為兩相區時，組織為雙態組織，其由α_p相與βT構成，βT中包含大量αs相與殘余β相。在裂紋萌生階段，缺口尖端位置的應力集中會引起周圍組織發生塑性變形，進而產生位錯與滑移。選取退火溫度為兩相區的工藝A進行分析（圖10a），在變形初期，βT中的細小α_s相會首先發生塑性變形并產生位錯，當位錯滑移至α_s相與殘余β相界面時，由于α_s相與相鄰殘余β相之間存Burgers取向關系[30]，導致位錯容易通過界面并向相鄰α_s相進行移動，從而有效降低應力集中，導致整個βT發生較為均勻的塑性變形。當位錯滑移到α_p相與βT界面(mian)時(shi)，由于二者(zhe)之間存在(zai)較(jiao)大的位錯(cuo)(cuo)取向角且不存在(zai)Burgers取向關系，導致位錯(cuo)(cuo)很難通(tong)過，從(cong)而造成位錯(cuo)(cuo)堆積。

但由于α_p相的晶體取向是無序分布的，其會激活各種類型的滑移系統，從而有助于協調塑性變形，因此雙態組織的變形均勻性較好，會使缺口尖端分布較大的塑性區域，使得缺口尖端的應力得到有效釋放[31-32]。單相區退火制度選取工藝D（圖10b1）進行分析，此時α_p相完全消失，組織變為片層組織，因為組織中α_s相(xiang)與殘余(yu)β相(xiang)界面阻止滑移的能力較(jiao)弱(ruo)，且(qie)組織中(zhong)存在尺(chi)寸較(jiao)大的α束域，會(hui)導致位錯的滑移距離較(jiao)長。

但由(you)于(yu)(yu)相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)鄰(lin)(lin)的(de)(de)(de)(de)(de)α束域之間的(de)(de)(de)(de)(de)晶體(ti)學取向(xiang)(xiang)差(cha)(cha)異較(jiao)(jiao)大(da)(da)，當一個(ge)α束域內(nei)部發生(sheng)(sheng)(sheng)塑(su)(su)性(xing)(xing)變(bian)(bian)形(xing)(xing)時，會(hui)導致(zhi)該α束域與相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)鄰(lin)(lin)α束域之間的(de)(de)(de)(de)(de)界(jie)面變(bian)(bian)形(xing)(xing)不(bu)(bu)相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)容，進而引(yin)發微尺度(du)應變(bian)(bian)不(bu)(bu)相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)容以(yi)及(ji)應力集(ji)中現象，從而出現微空洞(dong)形(xing)(xing)核(he)[28]。此(ci)外，由(you)于(yu)(yu)α束域具有(you)(you)較(jiao)(jiao)大(da)(da)尺寸，導致(zhi)片層(ceng)組織的(de)(de)(de)(de)(de)變(bian)(bian)形(xing)(xing)均勻性(xing)(xing)較(jiao)(jiao)差(cha)(cha)，使缺口尖(jian)(jian)端的(de)(de)(de)(de)(de)塑(su)(su)性(xing)(xing)變(bian)(bian)形(xing)(xing)極不(bu)(bu)均勻，因此(ci)片層(ceng)組織的(de)(de)(de)(de)(de)缺口尖(jian)(jian)端塑(su)(su)性(xing)(xing)區(qu)域面積小于(yu)(yu)雙態組織。為與單重退(tui)(tui)火(huo)(huo)做有(you)(you)效對比，選取工(gong)藝A′（圖10c）與工(gong)藝D′（圖10d）進行(xing)分(fen)析，在(zai)雙重退(tui)(tui)火(huo)(huo)條(tiao)件下(xia)，其(qi)(qi)裂紋(wen)(wen)萌生(sheng)(sheng)(sheng)總(zong)體(ti)過程與單重退(tui)(tui)火(huo)(huo)時相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)類似，但因為其(qi)(qi)微觀(guan)組織中析出大(da)(da)量(liang)細片層(ceng)αs相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)，此(ci)時位錯會(hui)傾(qing)向(xiang)(xiang)在(zai)βT中的(de)(de)(de)(de)(de)細片層(ceng)αs相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)交匯處發生(sheng)(sheng)(sheng)聚集(ji)，由(you)于(yu)(yu)各細片層(ceng)αs相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)之間位錯取向(xiang)(xiang)角(jiao)較(jiao)(jiao)大(da)(da)，且細片層(ceng)αs相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)與αp相(xiang)(xiang)(xiang)(xiang)以(yi)及(ji)βT之間沒(mei)有(you)(you)Burgers取向(xiang)(xiang)關系，導致(zhi)位錯產(chan)(chan)生(sheng)(sheng)(sheng)堆積且難(nan)以(yi)通(tong)過滑動釋放。因此(ci)其(qi)(qi)裂紋(wen)(wen)尖(jian)(jian)端的(de)(de)(de)(de)(de)塑(su)(su)性(xing)(xing)變(bian)(bian)形(xing)(xing)區(qu)域較(jiao)(jiao)小，即使在(zai)較(jiao)(jiao)小的(de)(de)(de)(de)(de)外應力作(zuo)用下(xia)，在(zai)此(ci)微觀(guan)區(qu)域內(nei)也會(hui)產(chan)(chan)生(sheng)(sheng)(sheng)較(jiao)(jiao)大(da)(da)的(de)(de)(de)(de)(de)應力而引(yin)發斷裂，宏(hong)觀(guan)表現為其(qi)(qi)裂紋(wen)(wen)萌生(sheng)(sheng)(sheng)能(neng)量(liang)較(jiao)(jiao)低(di)。故經雙重退(tui)(tui)火(huo)(huo)處理后的(de)(de)(de)(de)(de)缺口尖(jian)(jian)端塑(su)(su)性(xing)(xing)區(qu)域面積要小于(yu)(yu)單重退(tui)(tui)火(huo)(huo)。

相關研究表明[33-35]，裂紋發生偏轉會使裂紋在擴展過程中消耗更多能量，從而提高該組織抵抗裂紋擴展的能力，因此在裂紋擴展路徑越更為曲折微觀組織中，其裂紋擴展消耗的能量越高。圖11為合金經不同退火工藝處理后的裂紋擴展路徑，在單重退火條件下，分別選取退火溫度為兩相區與單相區的的工藝A和工藝D進行分析，當合金經工藝A處理后（圖11a），由于此時組織中α_p相含量較高，裂紋在擴展過程中會沿著α_p相晶界或者穿過α_p相的晶界進行擴展，裂紋擴展路徑較為平直。當擴展的裂紋遇到βT時，其內部包含大量α_s相，若裂紋擴展方向與α_s相位向相近，則裂紋會沿α_s相片層通過，若裂紋擴展方向與α_s相位向相差較大，則裂紋會直接穿過α_s相形成的α束域，但當裂紋擴展到α束域邊界時會被迫改變方向，導致裂紋擴展路徑出現一定程度的曲折[36]。當合金經工藝D處理后（圖11b），組織中α_p相消失，此時出現具有大角度晶界的β晶粒成為裂紋擴展的主要障礙，因為β晶粒尺寸較大，導致裂紋擴展路徑出現較大的曲折，甚至出現局部裂紋停滯，所以裂紋的擴展路徑總體上沿著β界面進行[37]。同時，因為經單相區退火處理后的組織析出的大量α_s相，當裂紋的尖端遇到交錯排列的α_s相時，會導致裂紋擴展變得不連續，產生較多的分叉，分散裂紋尖端的應力場強度，隨后在裂紋穿過 α_s相時，會進一步(bu)增加擴(kuo)展(zhan)路徑(jing)的曲(qu)折程度(du)(du)，故工藝(yi)D的裂紋擴(kuo)展(zhan)曲(qu)折程度(du)(du)要大于工藝(yi)A。

在雙重退火條件下，分別選取工藝A′（圖11c）和工藝D′（圖11d）進行分析，與單重退火相比較，因為經工藝A′處理后的組織中析出大量細片層α_s相，裂紋會更容易的穿過細片層α_s相繼續擴展，同時，因為細片層α_s相的長徑比較小，在變形過程中不會使βT發生較大的扭曲變形，故裂紋擴展路徑與工藝A相比更為平順。同時，因為工藝D′的組織中α_p相消失，且析出更多的粗片層α_s相，形成的較多的α束域，擴展裂紋難以穿過較厚的粗片層α_s相，導致其會繞過部分粗片層α_s相繼續擴(kuo)(kuo)(kuo)展(zhan)(zhan)，從(cong)而增加(jia)裂紋擴(kuo)(kuo)(kuo)展(zhan)(zhan)路徑(jing)曲折程度，會(hui)導致整(zheng)體裂紋擴(kuo)(kuo)(kuo)展(zhan)(zhan)路徑(jing)較為(wei)曲折，進(jin)而提高(gao)裂紋擴(kuo)(kuo)(kuo)展(zhan)(zhan)時所(suo)吸收的能(neng)量，故工(gong)藝(yi)D′的裂紋擴(kuo)(kuo)(kuo)展(zhan)(zhan)曲折程度略大于(yu)工(gong)藝(yi)D，且遠大于(yu)工(gong)藝(yi)A′。

綜(zong)上所述，合金(jin)經單(dan)重退(tui)火處理后的缺口尖端塑性區域面積總(zong)(zong)體大(da)于雙(shuang)重退(tui)火，而2種(zhong)退(tui)火工藝中(zhong)的裂紋擴展路徑曲折程度各有不同(tong)，但總(zong)(zong)體較為接(jie)近(jin)。

但(dan)因為(wei)裂紋萌生階段(duan)消耗(hao)的(de)能(neng)量是主要(yao)(yao)的(de)能(neng)量，裂紋擴展所需(xu)要(yao)(yao)的(de)能(neng)量為(wei)次要(yao)(yao)能(neng)量，在二者(zhe)綜(zong)合作用下，使(shi)得合金經單重退火處理后(hou)的(de)沖擊性(xing)能(neng)較雙重退火要(yao)(yao)高，且(qie)退火溫度為(wei)兩相(xiang)區的(de)沖擊性(xing)能(neng)較單相(xiang)區要(yao)(yao)高。

2.3斷口微觀形貌

與上文分析保持一致，選取單重退火工藝（工藝A、工藝D）與雙重退火工藝（工藝A′、工藝D′）進行合金沖擊性能的斷口微觀形貌分析，圖12為經不同退火工藝處理后的沖擊斷口微觀形貌。合金經工藝A處理后的斷口微觀形貌如圖12a所示，可見斷口微觀形貌中包含大量韌窩（位置H），韌窩呈等軸狀且數量較多、深度較深，未見明顯撕裂棱，此形貌具有韌性斷裂特征，宏觀表現為合金沖擊性能良好[38]。等軸狀韌窩是以組織中α_p相作為微孔形核的核心源，隨后伴隨著形核、長大與聚合等過程，使得微觀組織中出現裂紋，隨后擴散并發生斷裂[39]。因為退火溫度為兩相區時，組織中α_p相含量較多且尺寸較大，故導致斷口微觀形貌中韌窩尺寸較大、深度較深。合金經工藝D處理后（圖12b），此時斷口微觀形貌以巖石狀形貌為主，具有明顯撕裂棱（位置I），并且有大量較淺的小韌窩分布在表面，此為脆性斷裂形貌特征，宏觀表現為合金具有較差的沖擊性能。這是因為合金經單相區退火處理后，組織中α_p相消失，并出現粗大的β晶粒，在塑性變形過程中，β晶粒的晶界處易形成空洞，并會迅速擴展，導致合金塑性大幅度降低。由于此時組織中α_p相完全消失，在塑性變形時，組織中粗大β晶粒會率先進行變形，變形過程中會有微孔形成，隨后微孔會不斷長大，最后大量微孔接觸相連并聚合在斷口處形成深度較淺且尺寸較小的韌窩[40]。在雙重退火條件下，經工藝A′處理處理后的斷口微觀形貌（圖12c）與工藝A大體一致，均是由大量等軸狀韌窩構成。經工藝D′處理處理后的斷口微觀形貌（圖12d）中除巖石與小韌窩形貌外，相比于其它退火工藝，其出現較多的空洞（位置J），這是因為此時組織中析出了大量粗片層α_s相，且形成的α束域較多，當裂紋擴展到該區域時，會使裂紋的擴展路徑發生偏轉，裂紋會沿著α相與β相的晶界交界位置擴展，此時微孔洞會在界面處萌生，最終形成空洞。與此同時，在4種工藝的斷口微觀形貌中均出現二次裂紋（位置K），這是因為合金經過不同的退火工藝處理后，組織中均會析出大量的α_s相，當裂紋與α_s相相遇(yu)時，裂紋會(hui)出現(xian)分枝現(xian)象(xiang)，從(cong)而(er)形成(cheng)二次裂紋，二次裂紋對裂紋的(de)擴展起到抑(yi)制作用，會(hui)消耗更多的(de)能量，從(cong)而(er)提高(gao)合金(jin)的(de)沖擊性能。

3、結論

1）在單重退火條件下，隨著退火溫度的升高，組織中α_p相的含量逐漸減小并析出α_s相，當退火溫度超過相轉變溫度后，組織中α_p相完全消失，并析出在大量α_s相。在雙重退火條件下，組織中α_p相無明顯變化，α_s相的形貌主要有2種形態，1種為粗片層α_s相，另1種為細片層α_s相。

2）在單重退火條件下，隨著退火溫度的升高，合金沖擊性能不斷下降，合金經工藝A處理后，沖擊性能最佳，此時沖擊吸收功為31.5J，沖擊韌性為39J/cm²。在雙重退火條件下，其沖擊性能變化趨勢與單重退火一致，合金經工藝A′處理后，沖擊性能最佳，此時沖擊吸收功為25.5J，沖擊韌性為32.5J/cm²。

3）在單(dan)重與雙重退(tui)(tui)火2種(zhong)工藝下，斷(duan)口(kou)微觀(guan)(guan)形(xing)(xing)(xing)貌中(zhong)均出現二次裂紋。當(dang)退(tui)(tui)火溫度(du)位于兩相(xiang)(xiang)區時(shi)，斷(duan)口(kou)微觀(guan)(guan)形(xing)(xing)(xing)貌主要由等軸狀(zhuang)韌窩構成(cheng)，當(dang)退(tui)(tui)火溫度(du)位于單(dan)相(xiang)(xiang)區時(shi)，斷(duan)口(kou)微觀(guan)(guan)形(xing)(xing)(xing)貌以巖石狀(zhuang)形(xing)(xing)(xing)貌為主，具(ju)有(you)明顯(xian)撕裂棱(leng)，并且有(you)大(da)量較淺的小韌窩分(fen)布在表面，經工藝D′處理后(hou)的斷(duan)口(kou)微觀(guan)(guan)形(xing)(xing)(xing)貌中(zhong)出現較多的空洞。

參考文獻References

[1] Yang Dongxue(楊冬雪), Fu Yanyan(付艷艷), Hui Songxiao(惠松驍) et al. Chinese Journal of Rare Metals(稀有(you)金(jin)屬)[J],2011, 35 (4): 575

[2] Cui Zhenduo(崔(cui)振鐸), Zhu Jiamin(朱(zhu)家民), Jiang Hui(姜 輝)et al. Acta Metallurgica Sinica(金屬(shu)學(xue)報)[J], 2022, 58(7):837

[3] Yan Jiajie(顏家杰), Gao Defeng(高德峰(feng)), Liao Yuchen(廖(liao)宇(yu)辰(chen)) et al. Journal of Ordnance Equipment Engineering(兵器(qi)裝備工程學報)[J], 2022, 43(7): 52

[4] Zhang Mingyu( 張 明 玉 ), Yun Xinbing( 運 新(xin) 兵 ), FuHongwang(伏(fu)洪旺). Journal of Plastic Engineering(塑(su)性工程(cheng)學報)[J], 2021, 28(12): 237

[5] Zhang M Y, Fu H W, Yun X B. Journal of Physics: ConferenceSeries[J], 2021, 2044(1): 12 037

[6] Chong Y, Tsuji N. TMS 2016 145th Annual Meeting Exhibition,Annual Meeting Supplemental Proceedings[C]. Nanning:MMMS, 2019: 762

[7] Hua K, Zhang Y L, Tong Y L et al. Materials Science andEngineering A[J], 2022, 840: 142 997

[8] Zhang Qifei(張啟飛(fei)), Yang Shuai(楊 帥), Liu Shujun(劉書(shu)君)et al. Rare Metal Materials and Engineering(稀有金(jin)屬材料與工程)[J], 2022, 51(7): 2645

[9] Ma X Z, Xiang Z L, Li T et al. International Journal ofMinerals, Metallurgy and Materials[J], 2022, 29(8):

[10] Poulain R, Amann F, Deya J et al. Materials Letters[J], 2022,317: 132 114

[11] Zhu Baohui(朱寶輝), Zeng Weidong(曾衛東), Chen Lin(陳(chen)林) et al. The Chinese Journal of Nonferrous Metals(中國有色(se)金屬學報)[J], 2018, 28(4): 677

[12] Wang Q R, Lei X F, Hu M et al. Metals[J], 2021, 11(4): 556

[13] Huang R T, Huang W L, Huang R H et al. Materials Scienceand Engineering A[J], 2014, 595: 297

[14] Zhang Zhu(張(zhang) 翥), Wang Qunjiao(王群驕), Mo Wei(莫畏). Metallography and Heat Treatment of Titanium(鈦的金屬學和熱處(chu)理)[M]. Beijing: Metallurgical Industry Press,2009: 49

[15] Lütjering G, Williams J C. Titanium[M]. Berlin: SpringerVerlag, 2007: 202

[16] Yang Yi(楊(yang) 義), Xu Feng(徐 鋒), Huang Aijun(黃愛軍) et al.Acta Metallurgica Sinica(金屬(shu)學報(bao))[J], 2005, 41(7): 713

[17] Xu J W, Zeng W D, Zhou D D et al. Transactions ofNonferrous Metals Society of China[J], 2021, 31(11): 3428

[18] Xin Shewei(辛社偉(wei)), Zhao Yongqing(趙(zhao)永慶). TitaniumIndustry Progress(鈦工(gong)業進展)[J], 2013, 30(4): 1

[19] Xin Shewei(辛社偉). Titanium Industry Progress(鈦(tai)工業進展)[J], 2021, 38(6): 37

[20] Xin Shewei(辛社偉(wei)). Titanium Industry Progress(鈦工業進展(zhan))[J], 2013, 30(3): 12

[21] Zhang Tingjie( 張 廷 杰(jie) ). Rare Metal Materials andEngineering(稀有金屬材料與(yu)工(gong)程)[J], 1989, 18(4): 71

[22] Zhang Y, Liu Z Y, Zhao Z S et al. Journal of Alloys andCompounds[J], 2016, 695: 45

[23] Barriobero-Vila P, Oliveira V B, Schwarz S et al. ActaMaterialia[J], 2017, 135: 132

[24] Zhang F, Yu Z G, Xiong C Y et al. Materials Science andEngineering A[J], 2017, 679: 14

[25] Kharia K K, Rack H J. Metallurgical & MaterialsTransactions A[J], 2001, 32(13): 671

[26] Wu Xiyue(吳汐(xi)玥), Chen Zhiyong(陳志(zhi)勇), Cheng Chao(程超) et al. Journal of Materials Research(材料(liao)研究學報)[J],2019, 33(1): 785

[27] Yin Yanfei(尹雁飛), Jia Weiju (賈蔚菊), Li Silan(李思蘭(lan)) etal. Rare Metal Materials and Engineering(稀有金屬材料與(yu)工(gong)程)[J], 2019, 48(9): 3001

[28] Lei L, Zhao Q Y, Zhao Y Q et al. Materials Characterization[J],2021, 177: 111 164

[29] Zhao Q Y, Sun Q Y, Xin S W et al. Materials Science andEngineering A[J], 2022, 845: 143 260

[30] Jia Zhiqiang(賈志強), Zeng Weidong(曾衛東(dong)), Wang Kaixuan(王凱旋). Rare Metal Materials and Engineering(稀有(you)金屬材料與工程(cheng))[J], 2017, 46(10): 2895

[31] Arsenault R J, Shi N, Feng C R et al. Materials Science andEngineering A[J], 1991, 131: 55

[32] Antolovich S D, Armstrong R W. Progress in MaterialsScience[J], 2014, 59: 1

[33] Kumar S, Curtin W A. Materials Today[J], 2007, 10: 34

[34] Nam K H, Park I H, Ko S H. Nature[J], 2012, 485(7397): 221

[35] Ritchie R O. Nature Materials[J], 2011, 10: 17

[36] Wu C, Zhao Y Q, Huang S X et al. MaterialsCharacterization[J], 2021, 175: 111 103

[37] Gao P F, Qin G, Wang X X et al. Materials Science andEngineering A[J], 2019, 739: 203

[38] Liu Chang(劉 暢(chang)), Dong Yuecheng(董月(yue)成), Fang Zhigang(方志剛). Rare Metal Materials and Engineering(稀有金屬材料與工程(cheng))[J], 2020, 49(5): 1607

[39] An Zhen(安 震), Li Tianqi(李天麒), Wang Chen(王 琛) et al.Rare Metal Materials and Engineering(稀有金屬材料與工程)[J], 2019, 48(3): 853

[40] Yang Yi(楊(yang) 義), Huang Aijun(黃愛軍(jun)), Xu Feng(徐 峰) et al.The Chinese Journal of Nonferrous Metals(中國有色金屬學報)[J], 2005, 15(5): 768