深海裝備用Ti75耐蝕鈦合金鍛件后續(xù)熱處理微觀調(diào)控機(jī)制及冷熱加工全流程性能穩(wěn)定性優(yōu)化研究——立足海洋工程鈦合金冷熱成形焊接后續(xù)熱加工全鏈條制造場(chǎng)景，聚焦工序熱源導(dǎo)致的組織性能波動(dòng)難題

引言

近年全球深海與極地區(qū)域的科學(xué)探索活動(dòng)日益活躍，對(duì)高性能海洋裝備及海洋結(jié)構(gòu)材料的需求愈發(fā)緊迫。鈦合金具有密度低、比強(qiáng)度高、耐海水腐蝕及海洋大氣腐蝕、無(wú)磁、可焊可加工性好等優(yōu)良的綜合性能，在船舶與海洋工程領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用[1-3]。強(qiáng)度、塑性、沖擊韌性是船用鈦合金材料的重要性能指標(biāo)，鈦合金結(jié)構(gòu)的高度復(fù)雜性和海洋極端環(huán)境對(duì)鈦合金材料的強(qiáng)度一塑性一韌性綜合性能的調(diào)控與匹配提出了更高的要求。近α型Ti75合金的名義化學(xué)成分為Ti-3Al-2Mo-2Zr,具有中強(qiáng)、高韌、耐蝕、可焊、加工性能好的特點(diǎn)，在船舶、石油、化工等領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用前景[4-5]。

隨著海洋工程領(lǐng)域用鈦合金結(jié)構(gòu)損傷容限設(shè)計(jì)理念的發(fā)展以及船用鈦合金材料評(píng)價(jià)體系和指標(biāo)體系的不斷完善[6-7],鈦合金材料強(qiáng)度、塑性、韌性的綜合匹配和提升顯得愈加重要。船用鈦合金結(jié)構(gòu)對(duì)塑性和韌性裕度的要求較航空領(lǐng)域高,且結(jié)構(gòu)形式越復(fù)雜、服役工況越惡劣，塑性、韌性的指標(biāo)就越高。船用鈦合金結(jié)構(gòu)件多采用冷熱成形+焊接的方式進(jìn)行集成建造，制造環(huán)節(jié)中常涉及去應(yīng)力退火、熱定形、局部熱處理、焊接等工藝。溫度、冷卻速率是通過(guò)熱處理調(diào)控鈦合金材料組織微觀結(jié)構(gòu),進(jìn)而影響其使役性能的重要參數(shù)，故加工制造環(huán)節(jié)引入的熱源可能對(duì)原材料的性能產(chǎn)生不利影響，進(jìn)而對(duì)船舶與海洋工程領(lǐng)域鈦合金結(jié)構(gòu)的服役安全性造成威脅。近年來(lái)學(xué)者多關(guān)注Ti75合金的塑性變形[8-9]、焊接工藝[10]、板材和管材制備技術(shù)[11],關(guān)于Ti75合金鍛件性能的熱處理調(diào)控以及后處理對(duì)其力學(xué)性能的影響的公開報(bào)道較少，因此很有必要開展后處理對(duì)Ti75合金鍛件的顯微組織和力學(xué)性能的影響研究。

筆者選用退火態(tài)Ti75合金鍛件,在750~950℃溫區(qū)保溫，采用空冷和爐冷兩種冷卻方式對(duì)其進(jìn)行后處理，獲得了其顯微組織演變和力學(xué)性能變化規(guī)律，探究了后續(xù)熱處理工藝對(duì)退火態(tài)Ti75合金的顯微組織和力學(xué)性能的內(nèi)在影響機(jī)制,為該合金強(qiáng)度、塑性、沖擊韌性的綜合匹配及其在海洋工程領(lǐng)域的安全應(yīng)用提供了數(shù)據(jù)支撐和理論基礎(chǔ)。

1、試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為2次真空電弧熔煉制備的鑄錠,經(jīng)β相變點(diǎn)以上開坯,在兩相區(qū)經(jīng)多火次鍛造,并采用935℃/4.5h/AC進(jìn)行退火處理,獲得退火態(tài)Ti75合金鍛件(記為HTA)。采用METTLER公司TGA/DSC1同步熱分析儀測(cè)得該合金的β轉(zhuǎn)變溫度為975℃。化學(xué)成分如表1所示,材料顯微組織如圖1所示,主要由等軸α相和β相轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成。采用線切割的方式從Ti75合金鍛件上切取尺寸為25mmx40mmx 80mm熱處理試塊，按照表2進(jìn)行后續(xù)熱處理。對(duì)不同工藝熱處理后Ti75材料進(jìn)行顯微組織取樣,采用 ZEISS Observer Z1.M金相顯微鏡和 Quanta650掃描電子顯微鏡(SEM)分析顯微組織結(jié)構(gòu)。從熱處理后試塊上進(jìn)行拉伸、沖擊樣坯取樣并加工。參照GB/T228.1-2010《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1部分:室溫試驗(yàn)方法》,采用標(biāo)距段尺寸為?5mmx25mm的拉伸試樣在室溫下進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。參照GB/T 229-2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》,采用10mmx10mmx55mmV型缺口沖擊試樣在室溫下進(jìn)行沖擊試驗(yàn)。

表1 Ti75合金化學(xué)成分

Table 1 Chemical composition of Ti75 alloy ingot%

表2 Ti75合金后處理工藝

Table 2 Post heat treatment process used for as annealed Ti75 alloy

2、結(jié)果與討論

2.1后處理溫度和冷卻速率對(duì)組織的影響

圖2、3為退火態(tài)Ti75合金經(jīng)不同溫度處理后空冷的顯微組織。采用ImageJ軟件對(duì)光學(xué)金相組織中等軸α相的體積分?jǐn)?shù)進(jìn)行統(tǒng)計(jì),結(jié)果如圖4所示。750℃溫度較低，α相向β相轉(zhuǎn)變動(dòng)力不足，顯微組織由等軸α相和β轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成,見圖3(a),等軸α相體積分?jǐn)?shù)約為55%。溫度升至800℃,片層α相厚度增至最大約為1.0μm,長(zhǎng)寬比降低,如圖3(b)。850℃保溫處理時(shí)，大量較小的片層α相溶解，發(fā)生α相→β相轉(zhuǎn)變，在隨后的空冷過(guò)程中高溫β相析出細(xì)小α相。尺寸較大的片層α相則因轉(zhuǎn)變動(dòng)力不足無(wú)法發(fā)生相變而保留下來(lái)[12],并有所長(zhǎng)大。冷卻至室溫后，β基體上分布有大量的細(xì)小α相與少量長(zhǎng)寬比較小的粗大片層α相,如圖3(c)所示。900~950℃時(shí)，進(jìn)入α+β兩相區(qū)，α相向β相轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力足夠大，原始β轉(zhuǎn)變組織內(nèi)的片層α相完全溶解，等軸α相部分溶解且晶粒尺寸減小，如圖2(d)~(f)。隨著后處理溫度不斷接近β轉(zhuǎn)變溫度,等軸α相溶解的驅(qū)動(dòng)力增大,其體積分?jǐn)?shù)隨著后處理溫度的升高而逐漸降低至45%;β轉(zhuǎn)變組織體積分?jǐn)?shù)、α集束尺寸則逐漸增大,且未發(fā)現(xiàn)與圖3(c)類似的粗大片層α相。在該溫度區(qū)間，片層α相的厚度隨后處理溫度升高而逐漸增大,如圖3(d)~(f)所示,但由于試驗(yàn)用熱處理試塊尺寸遠(yuǎn)小于原大規(guī)格鍛件,冷卻速率較快,故片層α相厚度仍小于退火態(tài)。

片層α相的形態(tài)、尺寸與元素再分配效應(yīng)和過(guò)冷度密切相關(guān)[13]。750~800℃，α相向β相轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力不足，β轉(zhuǎn)變組織內(nèi)部的片層α相隨溫度的升高而逐漸長(zhǎng)大。溫度進(jìn)一步升高，片層α相開始溶解。由于原始材料在相變過(guò)程中發(fā)生元素?cái)U(kuò)散，產(chǎn)生元素再分配現(xiàn)象，后析出的片層α相中a穩(wěn)定元素含量較低，故溶解的順序與原始組織形成過(guò)程相反。空冷過(guò)程中高溫β相轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑢应料嗟淖枇χ饕獊?lái)自α相與基體間形成界面而增加的界面能，以及α相與β相比容不同引起的體積應(yīng)變能。應(yīng)變能、界面能與相形態(tài)具有一定關(guān)系，片層狀α相應(yīng)變能最小、針狀次之、球形應(yīng)變能最大，界面能卻按上述次序遞減[15]。高溫β相→α相時(shí)，應(yīng)變能為主要控制因素。850℃保溫時(shí)，α穩(wěn)定元素含量較低、穩(wěn)定性較低的片層α相優(yōu)先溶解，轉(zhuǎn)變?yōu)楦邷卅孪唷＠鋮s時(shí)，a穩(wěn)定元素含量較低的高溫β相轉(zhuǎn)變?yōu)槭覝胤€(wěn)定α相的過(guò)冷度大，驅(qū)動(dòng)力較大，根據(jù)最小自由能原理，其轉(zhuǎn)變的片層α相最為細(xì)小。900~950℃時(shí),隨著溫度升高,高溫β相中α穩(wěn)定元素含量升高,相對(duì)過(guò)冷度降低，片層α相尺寸有所增大。

圖5、6為退火態(tài)Ti75合金經(jīng)不同溫度處理后爐冷的顯微組織。由結(jié)果可知，750~850℃時(shí)，隨著溫度升高，等軸α相體積分?jǐn)?shù)無(wú)明顯變化，約為59%,如圖5(a)~(c);片層α相的厚度逐漸增至1.3μm,極少處可達(dá)約3.9μm,長(zhǎng)寬比逐漸降低,如圖6(a)~(c)。900℃時(shí)，β轉(zhuǎn)變組織中同時(shí)分布有較為細(xì)小的α相和粗大片層α相，如圖6(d)，其形成機(jī)制與850℃空冷時(shí)相同。925℃時(shí)，等軸α相溶解明顯，體積分?jǐn)?shù)降至55%;片層α相厚度約為3.0μm,最大處可達(dá)約7.8μm,長(zhǎng)寬比較小,如圖(e)。隨著溫度升至950℃,等軸α相體積分?jǐn)?shù)進(jìn)一步降至約40%,片層α相形態(tài)逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻?甚至逐漸球化,長(zhǎng)寬比進(jìn)一步降低,如圖6(f)。與空冷后的顯微組織對(duì)比可知，爐冷后的片層α相厚度相對(duì)較大。此外,750~925℃區(qū)間后處理并爐冷的Ti75合金中等軸α相體積分?jǐn)?shù)高于空冷，這是因?yàn)闋t冷的冷卻速率低，小尺寸片層α相有足夠的時(shí)間融入與其毗鄰的等軸α相和粗大片層α相。950℃高溫后處理時(shí)，等軸α相反而有足夠的時(shí)間溶解，故體積分?jǐn)?shù)較空冷低。

2.2后處理溫度和冷卻速率對(duì)拉伸性能的影響

不同工藝處理后Ti75合金的拉伸性能如圖7所示。由結(jié)果可知，空冷時(shí)，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度隨著后處理溫度的升高而逐漸降低，在850℃稍有增加后又逐漸降低。兩相鈦合金的強(qiáng)度與等軸α相體積分?jǐn)?shù)、α集束尺寸、片層α相尺寸等顯微組織參數(shù)密切相關(guān)。750~800℃時(shí)，片層α相厚度增大促使內(nèi)部位錯(cuò)滑移，α/β相界面減少使界面強(qiáng)化效應(yīng)降低。此外，α集束尺寸長(zhǎng)大，增大了位錯(cuò)有效滑移距離[16]，故強(qiáng)度稍有降低。850℃時(shí)，β轉(zhuǎn)變組織中數(shù)量較少的粗大片層α相可發(fā)生塑性變形，但數(shù)量較多的細(xì)小α相內(nèi)部滑移開動(dòng)難度增大，難以發(fā)生塑性變形，同時(shí)界面強(qiáng)化效應(yīng)增加[17]，綜合作用下強(qiáng)度升高。900~950℃時(shí)，無(wú)細(xì)小α相產(chǎn)生，等軸α相體積分?jǐn)?shù)逐漸降低，同時(shí)α集束尺寸逐漸增大，提高了位錯(cuò)有效滑移距離[18]，強(qiáng)度降低。爐冷時(shí)，Ti75合金強(qiáng)度變化規(guī)律與空冷基本相同，強(qiáng)度升高對(duì)應(yīng)的后處理溫度為900℃,此時(shí)顯微組織結(jié)構(gòu)與850℃空冷時(shí)相似，β轉(zhuǎn)變基體上分布有兩種形態(tài)的片層α相，其中細(xì)小α相難以發(fā)生塑性變形，引起強(qiáng)度升高[17]。與空冷相比,相同后處理溫度爐冷下Ti75合金組織中的片層α相厚度較大，甚至球化，相內(nèi)部位錯(cuò)易于開動(dòng)滑移，利于塑性變形，故爐冷Ti75合金屈服強(qiáng)度低于空冷。

等軸α相內(nèi)部的位錯(cuò)增值和運(yùn)動(dòng)易于發(fā)生，變形能力很快分散到臨近的晶粒中，協(xié)調(diào)變形能力好[19],抵抗裂紋萌生的能力較片層組織強(qiáng)。β轉(zhuǎn)變組織中的α集束阻礙了滑移的進(jìn)行，部分類型位錯(cuò)難以穿過(guò)α/β相界面[20],在相界面處產(chǎn)生應(yīng)力集中,易導(dǎo)致開裂。750~850℃空冷時(shí)，等軸α體積分?jǐn)?shù)無(wú)明顯變化，延伸率受片層α相形態(tài)影響。800℃時(shí)片層α相厚度增大，塑性增強(qiáng)，850℃時(shí)大量細(xì)小α相難以變形[17],塑性降低。900℃時(shí),等軸α相體積分?jǐn)?shù)降低7%，導(dǎo)致延伸率降低。925℃時(shí)，α集束尺寸增大，提高了位錯(cuò)有效滑移距離，延伸率升高[16]。950℃時(shí)，α集束尺寸雖有增大，但等軸α體積分?jǐn)?shù)進(jìn)一步降低，造成延伸率稍有下降。爐冷時(shí)，延伸率變化規(guī)律與空冷稍有不同。750~900℃,等軸α相體積分?jǐn)?shù)無(wú)明顯變化，延伸率較為穩(wěn)定。925℃時(shí),等軸α相體積分?jǐn)?shù)較900℃降低4%,但次生α相厚度較900℃增大較多，綜合作用下，延伸率升高。950℃時(shí)，次生α相長(zhǎng)寬比進(jìn)一步降低，甚至球化，有利于塑性增加，但等軸α相體積分?jǐn)?shù)驟降15%，造成延伸率下降。

2.3后處理溫度和冷卻速率對(duì)沖擊韌性的影響

不同工藝處理后Ti75合金的沖擊性能如圖8所示。由結(jié)果可知，沖擊韌性在低溫區(qū)無(wú)明顯變化，后隨著后處理溫度的升高而逐漸增大。沖擊試樣的斷裂主要吸收三部分能量，即裂紋形成、亞臨界擴(kuò)展和斷裂能[21]。對(duì)于兩相鈦合金，等軸α相體積分?jǐn)?shù)、β轉(zhuǎn)變組織相關(guān)參數(shù)對(duì)沖擊韌性均有一定影響[22-23]。由于晶體取向不同，α集束與等軸α相或者集束與集束交叉點(diǎn)易于產(chǎn)生應(yīng)力集中而發(fā)生開裂。等軸α相體積分?jǐn)?shù)較高時(shí)，裂紋可穿過(guò)等軸α相，裂紋擴(kuò)展路徑曲折程度較低，不利于提高裂紋擴(kuò)展功[24]。此外，裂紋擴(kuò)展路徑的曲折程度也受α集束尺寸和片層α相厚度的影響[25]。片層α相厚度增大、長(zhǎng)寬比降低有利于提高β轉(zhuǎn)變組織的協(xié)調(diào)變形能力，減少應(yīng)力集中，提高了開裂閾值。當(dāng)片層α相厚度增加到一定尺寸，對(duì)裂紋有阻擋作用，可促使裂紋改變擴(kuò)展方向，使擴(kuò)展路徑更加曲折[26]，進(jìn)而提高材料的擴(kuò)展功。

750~850℃后處理空冷時(shí)，Ti75合金的β轉(zhuǎn)變組織體積分?jǐn)?shù)較低約為45%,只有極少量片層相厚度達(dá)到約為1.3μm,阻擋裂紋擴(kuò)展能力有限裂紋擴(kuò)展路徑曲折程度不高，對(duì)沖擊韌性提高貢獻(xiàn)較小，沖擊韌性在32~33J波動(dòng)。900~950℃時(shí)，β轉(zhuǎn)變組織體積分?jǐn)?shù)、α團(tuán)束尺寸、片層α相形態(tài)共同決定沖擊韌性[27-28]。900℃時(shí)，β轉(zhuǎn)變組織體積分?jǐn)?shù)增至52%,沖擊韌性升高;925℃時(shí),β轉(zhuǎn)變組織體積分?jǐn)?shù)無(wú)明顯變化，但α集束尺寸、片層α相厚度長(zhǎng)大，沖擊韌性增至51J;95℃時(shí)，β轉(zhuǎn)變組織體積分?jǐn)?shù)增幅較小，另片層α相的長(zhǎng)寬比增大較多，不利于其協(xié)調(diào)變形能力[27],綜合作用下沖擊韌性無(wú)明顯變化。750~900℃后處理爐冷時(shí)，Ti75合金的β轉(zhuǎn)變組織體積分?jǐn)?shù)約為41%,其沖擊韌性主要由片層α相形態(tài)決定[25]。850℃時(shí)大部分片層α相厚度約為1.3μm,少量可達(dá)3.9μm,有利于沖擊韌性提高。925~950℃時(shí)，沖擊韌性由β轉(zhuǎn)變組織體積分?jǐn)?shù)和片層α相形態(tài)共同決定[29]。此時(shí)片層α相厚度增大，甚至球化，同時(shí)β轉(zhuǎn)變組織體積分?jǐn)?shù)升高至60%,有利于裂紋擴(kuò)展功的提高,沖擊韌性進(jìn)一步增大至56J。750~800℃溫區(qū)進(jìn)行后處理時(shí)，空冷后的沖擊韌性高于爐;850~950℃后處理時(shí)，空冷后的沖擊韌性反而低于溫爐冷。這主要是因?yàn)?50~800℃區(qū)間內(nèi)空冷和爐冷后的片層α相厚度均在0.2~1.0μm左右，但空冷后β轉(zhuǎn)變組織體積分?jǐn)?shù)高于爐冷，更加有利于沖擊韌性的提高;850~950℃后處理時(shí)，片層α相的厚度增大、長(zhǎng)寬比降低較多，對(duì)沖擊韌性的影響起決定性作用。

3、結(jié)論

1)后處理溫度較低時(shí)，等軸α相的體積分?jǐn)?shù)無(wú)明顯變化;當(dāng)溫度升至足夠高時(shí),等軸α相開始溶解,其體積分?jǐn)?shù)隨著溫度的升高逐漸降低。β轉(zhuǎn)變組織的體積分?jǐn)?shù)變化規(guī)律與等軸α相相反。

2)退火態(tài) Ti75合金經(jīng)750~950℃后處理并空冷后的強(qiáng)度、沖擊韌性變化趨勢(shì)與爐冷基本相同。屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度隨著后處理溫度的升高呈現(xiàn)先降低后升高又降低的趨勢(shì),強(qiáng)度升高的主要原因是β轉(zhuǎn)變組織中數(shù)量較多的細(xì)小α相難以變形;沖擊韌性則隨著后處理溫度的升高呈升高趨勢(shì)。

3)退火態(tài)Ti75合金經(jīng)相同溫度處理后空冷的強(qiáng)度高于爐冷。在750~800℃低溫區(qū),空冷后的沖擊韌性高于爐冷，850~950℃高溫區(qū)則呈現(xiàn)相反的規(guī)律。

參考文獻(xiàn)

[1] Hai Minna, Huang Fan, Wang Yongmei. Brief analysis of the application of titanium and titanium alloy in marine equipment[J]. Metal World,2021,(5):16-21.

(海敏娜,黃帆,王永梅.淺析鈦及鈦合金在海洋裝備上的應(yīng)用[J].金屬世界,2021,(5):16-21.)

[2] Gorynin I V. Titanium alloy for marine application[J]. Materials Science and Engineering A, 1999,263(2):112-116.

[3]Christoph Leyens, Manfred Peters. Titanium and titanium alloys: Fundamentals and application[M]. Weinheim: Wiley,2003.

[4] Chang Hui, Liao Zhiqian, Wang Xiangdong. Titanium alloys for marine applications[M]. Beijing: Chemical Industry Press,2017.

(常輝,廖志謙,王向東.海洋工程鈦金屬材料[M].北京:化學(xué)工業(yè)出版社,2017.)

[5] Yin Yanchao, Liu Jia, Zhang Shuaifeng, et al. Influence of aging treatment on microstructure and mechanical properties of Ti75 titanium alloy[J]. Titanium Industry Progress,2023,40(1):21-26.

(尹艷超,劉甲,張帥鋒,等.時(shí)效工藝對(duì)Ti75合金顯微組織及力學(xué)性能的影響[J].鈦工業(yè)進(jìn)展,2023,40(1):21-26.)

[6] Jiang Peng, Wang Qi, Zhang Binbin, et al. Application of titanium alloy materials for the pressure-resistant structure of deep diving equipment[J].Strategic Study of CAE,2019,21(6):95-101.

(蔣鵬,王啟,張斌斌,等.深海裝備耐壓結(jié)構(gòu)用鈦合金材料應(yīng)用研究[J].中國(guó)工程科學(xué),2019,21(6):95-101.)

[7] Yin Yanchao,Zhang Shuaifeng, Xu Yali,et al. Influence of pre-strain on deformation behavior of TC4 ELI titanium alloy[J].Development and Application of Materials,2023,38(1):66-72.

(尹艷超,張帥鋒,許亞利,等.預(yù)應(yīng)變對(duì)TC4ELI鈦合金變形行為的影響[J].材料開發(fā)與應(yīng)用,2023,38(1):66-72.)

[8] Liu Hongyan, Xu Xirong, Cai Na. Research on the forming process of Ti75 alloy head[J]. World Nonferrous Metals, 2019,(12):7-8.

(劉鴻彥,徐曦榮,蔡娜.Ti75合金封頭成形工藝研究[J].世界有色金屬,2019,(12):7-8.)

[9] Zhangjing, Song Dejun, Zhu Qiang, et al. Orthogonal finite element simulation of Ti75 tube bending at high temperature[J].Transactions of Materials and Heat Treatment,2020,41(6):190-196.

(張靜,宋德軍,朱強(qiáng),等.Ti75管材高溫彎曲成形的正交有限元模擬[J].材料熱處理學(xué)報(bào),2020,41(6):190-196.)

[10]Cao Shouqi, He Xin, Liu Wanrong, et al. Study on laser welding technology and properties of Ti75 titanium alloy[J]. Journal of Physics: Conference Series,2020,1622:012046.

[11] Ji Dawei, Liu Yinqi, Chen Tao, et al. Research on the anisotropy of tensile properties and impact toughness of Ti75 alloy plate[J]. Development and Application of Materials,2016,31(5):53-58.

(紀(jì)大偉,劉茵琪,陳濤,等.Ti75合金板材拉伸性能和沖擊韌性各向異性的研究[J].材料開發(fā)與應(yīng)用,2016,31(5):53-58.)

[12] Xie Yingjie, Fu Wenjie, Wang Ruining, et al. Effect of heat treatment on microstructure and mechanical properties of TA15 plates[J].Titanium Industry Progress,2013,30(6):26-29.

(謝英杰,付文杰,王蕊寧,等.熱處理對(duì)TA15鈦合金中厚板材組織及力學(xué)性能的影響[J].鈦工業(yè)進(jìn)展,2013,30(6):26-29.)

[13] Huang Sensen, Ma Yingjie, Zhang Shilin, et al. Influence of alloying elements partitioning behaviors on the microstructure and mechanical properties[J]. Acta Metallurgica Sinica,2019,55(6):741-750.

(黃森森,馬英杰,張仕林,等.α+β兩相鈦合金元素再分配行為及其對(duì)顯微組織和力學(xué)性能的影響[J].金屬學(xué)報(bào),2019,55(6):741-750.)

[14] Zhang Zhenxuan, Lei Wen, Zhu Hong, et al. Effect of solution temperature and cooling rate on microstructure and mechanical properties of TC21 titanium alloy[J]. Hot Working Technology,2016,45(8):217-220.

(張珍宣,雷雯,朱紅,等.固溶溫度和冷卻速率對(duì)TC21鈦合金組織和力學(xué)性能的影響[J].熱加工工藝,2016,45(8):217-220.)

[15] Pan Jinsheng, Tong Jianmin, Tian Minbo. Fundamentals of materials science[M]. Beijing: Tsinghua University Press,2011.(潘金生,仝健民,田民波.材料科學(xué)基礎(chǔ)[M].北京:清華大學(xué)出版社,2011.)

[16] Lutjering G. Influence of processing on microstructure and mechanical properties of(α+β) titanium alloys[J]. Materials Science and Engineering, 1998, A243:32-45.

[17]Gerd L,James C Williams.Titanium[M]. Berlin: Springer-Verlag,2007.

[18]Yan Chong,Tilak Bhattacharjee, Jangho Yi,et al. Achieving bi-lamellar microstructure with both high tensile strength and large ductility in Ti-6Al-4V alloy by novel thermomechanical processing[J]. Materiallia,2019: 100479.

[19] Zhao Yongqing, Chen Yongnan, Zhang Xuemin, et al. Phase transformation and heat treatment of titanium alloys[M].Changsha: Central South University Press,2012.

(趙永慶,陳永楠,張學(xué)敏,等.鈦合金相變及熱處理[M].長(zhǎng)沙:中南大學(xué)出版社,2012.)

[20] M F Savage, J Tatalovich, M J Mills. Anisotropy in the room-temperature deformation of a-β colonies in titanium alloys: role of the a-β interface[J]. Philosophical Magazine,2007,84(11):1127-1154.

[21] Zheng Xiulin. Mechanical properties of materials[M]. Xi an: Northwestern Polytechnical University Press,2009.(鄭修麟.材料的力學(xué)性能[M].西安:西北工業(yè)大學(xué)出版社,2009.)

[22] Niinomi M, Kobayashi T. Toughness and microstructural factors of Ti-6Al-4V alloy[J]. Materials Science and Engineering,1988,100:45-55.

[23] Niinomi M, Kobayashi T. Fracture characteristics analysis related to the microstructures in titanium alloys[J]. Materials Science and Engineering, 1996, A212:16-24.

[24]Christophe Buirettea, Julitte Hueza, Nathalie Geyb, et al. Study of crack propagation mechanisms during charpy impact toughness tests on both equiaxed and lamellar microstructures of Ti-6Al-4V titanium alloy[J]. Materials Science and Engineering,2014,A618:546-557.

[25] Xu Jianwei, Zeng Weidong, Zhao Yawei, et al. Effect of microstructure evolution of the lamellar alpha on impact toughness in a two-phase titanium alloy[J]. Materials Science& Engineering, 2016, A676: 434-440.

[26] Li Shikai, Hui Songxiao, Ye Wenjun, et al. Effect of cooling rate on the microstructure and properties of TA15 ELI alloy[J].Rare Metal Materials and Engineering,2007,36(5):786-789.

(李士凱,惠松驍,葉文君,等.冷卻速度對(duì)TA15ELI合金組織與性能的影響[J].稀有金屬材料與工程,2007,36(5):786-789.)

[27]Lei Lei,Zhao Yongqing, Zhao Qinyang,et al. Impact toughness and deformation modes of Ti-6Al-4V alloy with different microstructures[J]. Materials Science& Engineering,2021,A801:140411.

[28] Liu Rui, Hui Songxiao, Ye Wenjun, et al. Effects of cooling rate on dynamic fracture toughness for TC4 titanium alloy[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2010,20(1):691-694.

(劉睿,惠松驍,葉文君,等.冷卻速度對(duì)TC4鈦合金動(dòng)態(tài)斷裂韌性的影響[J].中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào),2010,20(1):691-694.)

[29] Yang Zhijun, Guo Aihong, Wu Yizhou. Microstructure evolution of Ti6321 titanium alloy during annealing treatment and its effect on impact toughness[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2013,23(1):512-516.

(楊治軍,郭愛紅,吳義舟.Ti6321鈦合金退火處理過(guò)程中組織演變及其對(duì)沖擊韌性的影響[J].中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào),2013,23(1):512-516.)

（注，原文標(biāo)題：后處理對(duì)退火態(tài)Ti75合金組織與性能的影響_尹艷超）