鈦合金具有高比強度、高比剛度和優(yōu)異的耐蝕性能，在航空航天領域得到了廣泛的應用 Ti65合金是一種設計使用溫度為650℃的近α型高溫鈦合金 在≤650℃溫度下，這種合金具有高抗氧化性和良好強韌性匹配，已用于制造整體葉盤、加力燃燒室筒體、葉片、機匣等多種航空發(fā)動機的關鍵零件[1~3]

為了得到較高的強度，厚度超過一定尺寸的鍛件需要進行固溶時效處理，然后采用水淬或油淬冷卻 因為多數(shù)鈦合金的熱導率低和淬透性差，鍛件表面與內(nèi)部的冷卻速率差異較大，在近表面區(qū)域易形成淬硬區(qū)[4~6] 淬硬區(qū)的特點是其強度和硬度明顯高于心部，嚴重影響鍛件不同位置力學性能的一致性 因此，在傳統(tǒng)固溶處理后再進行重中溫(750~950℃)退火處理，以降低近表面區(qū)域淬火組織的硬度

目前對鈦合金淬火馬氏體相的相變機制、分解規(guī)律及其對力學性能的影響等已有較系統(tǒng)的研究 鈦合金淬火后發(fā)生馬氏體相變，隨著β穩(wěn)定元素含量的提高馬氏體由六方α'相向斜方α″相轉(zhuǎn)變[7] 時效過程中馬氏體中的α'相分解成富β穩(wěn)定元素的αrich'或β'中間相，然后轉(zhuǎn)變?yōu)棣料嗪挺孪郲8,9] α″相的分解較為復雜，α相和β相直接在α″相中的孿晶界或其相界形核長大[10]，也可能經(jīng)歷α'相、亞穩(wěn)β相、ω相等中間相的過渡階段[11~14] α'相的分解與熱處理溫度有密切的關系 Ti-6Al-4V合金退火溫度在Tβ 與Ms之間時α'相直接分解為α+β相，溫度在Ms與Mf之間時α'相先部分轉(zhuǎn)變?yōu)閬喎€(wěn)β相然后轉(zhuǎn)變?yōu)棣?β相[8]，溫度低于Mf時分解速率較低[15] Ti60合金在950~1030℃等溫熱處理時，隨著溶質(zhì)元素在α和β相之間再分配可觀察到α相在α'相內(nèi)大量形核長大并伴隨β相的析出[16]

α馬氏體相變是一種無擴散相變，通常生成過飽和固溶體，其內(nèi)儲存了大量的位錯和缺陷[2,17,18] 進行熱處理調(diào)控，可實現(xiàn)固溶強化、位錯強化、第二相強等多種形式的強化[19~21] Sato等[22]研究Ti-12V-2Al中α'相的分解強化機制時發(fā)現(xiàn)，低溫時效時α'相中可析出彌散的納米級β沉淀相，其強化效果顯著，時效溫度提高后生成α+β兩相結(jié)構(gòu)，使強化效果減弱

馬氏體相的分解與合金的類型也密切相關 研究馬氏體分解過程組織演變規(guī)律、溶質(zhì)元素再分配、馬氏體組織高缺陷率、高界面密度對析出相的影響，可指導力學性能的調(diào)控 鑒于此，本文以近α型Ti65合金為對象，研究不同條件的中溫熱處理對淬火馬氏體組織的分解和拉伸性能的影響，并闡明中溫熱處理調(diào)控合金顯微組織和力學性能的相關機制

1 實驗方法

實驗用Ti65合金棒材的直徑為350 mm，名義成分為Ti-5.8Al-4.0Sn-3.5Zr-0.5Mo-0.45Si-0.3Nb-1.0Ta-1.0W-0.05C(質(zhì)量分數(shù)，%) 這種材料是一種10組元的復雜體系合金 棒材的原始態(tài)顯微組織為典型等軸組織(圖1a)，等軸α相的體積分數(shù)大于60%，用金相法測得其β轉(zhuǎn)變溫度Tβ =1040℃

圖1



圖1不同條件中溫熱處理后Ti65合金的顯微組織

Fig.1Microstructure of Ti65 alloy treated at (a) as-received; (b) 1030℃/2 h, WQ; (b)1030℃/2 h, WQ+800℃/10 min, WQ; (d) 1030℃/2 h, WQ+800℃/20 min, WQ; (e) 1030℃/2 h, WQ+800℃/60 min, WQ; (f) 1030℃/2 h, WQ+850℃/10 min, WQ; (g) 1030℃/2 h, WQ+850℃/40 min, WQ; (h) 1030℃/2 h, WQ+900℃/20 min, WQ; (i) 1030℃/2 h, WQ+950℃/20 min, WQ

用帶鋸在棒材上截取厚度約為25 mm的圓片，在圓片1/2R位置用電火花切取尺寸為12 mm×12 mm×~25 mm的試樣，按表1中的制度進行熱處理，以研究馬氏體相分解規(guī)律

Table 1

表1

表1馬氏體分解樣品的熱處理制度

Table 1Heat treatment scheme of Ti65 alloy for microstructure observation

Solution treatment	Medium temperature treatments
1030℃/2 h, WQ	As-quenched
	800℃/10, 20, 40, 60 min, WQ
	850℃/10, 20, 40, 60 min, WQ
	900℃/10, 20, 40, 60 min, WQ
	950℃/10, 20, 40, 60 min, WQ

Note: WQ—water quenching



在棒材圓片1/2R附近用電火花沿弦向切取直徑為12 mm的棒料，按表2中的制度熱處理后加工成M10×?5 mm標準拉伸試樣以進行拉伸性能測試

Table 2

表2

表2拉伸性能樣品的熱處理制度

Table 2Heat treatment scheme of Ti65 alloy for tensile test

Solution treatment	Medium temperature treatments	Aging treatment
1030℃/2 h, WQ	As-quenched	700℃/5 h, AC
	800℃/10, 20, 40, 60 min, WQ
	850℃/10, 20, 40, 60 min,WQ
	900℃/20, 40, 60 min, WQ
	950℃/20, 40, 60 min, WQ

Notes: WQ—water quenching, AC—air cooling



將試樣機械磨拋至鏡面然后用HF∶HNO3∶H2O=1∶3∶100(體積比)Kroll試劑進行化學蝕刻，用Axio-vert2000MAT光學顯微鏡(OM)觀察其金相組織；用S-3400N場發(fā)射掃描電鏡(SEM)和JEM2100透射電鏡(TEM)進行高倍顯微組織觀察；使用能譜探頭(EDS)測量微區(qū)化學成分；使用D/Max-2500PC X射線衍射儀(XRD)表征樣品的物相，掃描范圍2θ取30°~90°，掃描速度1 (°)/min 制備透射樣品：將薄片預磨至50 μm后用Tenupol-5電解雙噴儀將樣品減薄，噴液的成分為高氯酸∶正丁醇∶甲醇=6∶35∶60(體積比)，雙噴液溫度為-25~-23℃，工作電壓為15 V，通光量閾值為80~100 用TEM確定α2相：先在明場相下確定α相片層及其電子衍射圖譜，通過超點陣衍射斑點判斷是否有α2相析出，進而觀察α2相暗場相 使用Instron 5582萬能試驗機測試樣的室溫拉伸性能，名義應變速率為2.5×10-5 s-1，屈服后的拉伸應變速率為2.5×10-4 s-1

隨機選取不同中溫處理試樣上的10個10 μm×10 μm區(qū)域，統(tǒng)計SEM視場內(nèi)所有α相板條寬度并計算平均值，以確定此狀態(tài)下α相板條的平均厚度

Ti65合金的標準熱處理工藝是在相變點下10~40℃/2 h固溶和700~750℃/2~5 h時效 為方便表述，本文將時效處理溫度以下的溫度稱為低溫，750~950℃稱為中溫，950℃以上稱為高溫

2 實驗結(jié)果2.1 顯微組織的變化規(guī)律2.1.1 馬氏體相分解規(guī)律

圖1b~f給出了Ti65合金在不同條件下熱處理后的SEM顯微組織 可以看出，固溶處理淬火后β相發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，生成針狀馬氏體組織 針狀相的厚度不均勻，呈編織狀排布(圖1b) 中溫熱處理后，馬氏體相發(fā)生了不同程度的分解 在800℃熱處理10 min后，在片狀馬氏體界面出現(xiàn)了如圖1c中黑色箭頭所示的白色襯度的形狀不規(guī)則相 在800℃熱處理20 min后，出現(xiàn)兩種粗細不同的條狀相(圖1d) 圖1d的左側(cè)主要由編織排列的細板條組成，界面處出現(xiàn)了細密的顆粒狀白色襯度相(黑色箭頭所指)，右側(cè)主要由接近平行排列的粗板條組成，板條界面出現(xiàn)了白色襯度的不連續(xù)相(紅色箭頭所指) 在800℃熱處理60 min后板條狀組織特征更明顯(圖1e)，板條界面出現(xiàn)了白色襯度的不規(guī)則塊狀(黑色箭頭)、短棒狀(藍色箭頭)或少量長棒狀相(紅色箭頭) 與圖1c和1d中的界面相相比，圖1e中界面相的形狀更加規(guī)則，能譜分析結(jié)果表明白色襯度相中Mo、W元素明顯偏多，為馬氏體分解形成的β相 在850℃熱處理10 min后板條相和界面相均出現(xiàn)粗化趨勢，界面相所占的面積比明顯增大(圖1f) 在850℃熱處理40 min后板條間白色界面相出現(xiàn)短粗化趨勢，其形狀有塊狀、短棒狀或長棒狀(圖1g)，圖中的黑色、藍色和紅色箭頭分別指向塊狀、短棒狀或長棒狀相 在900℃熱處理后板條相和界面相進一步粗化，界面相的形態(tài)主要呈現(xiàn)塊狀和長棒狀2種，圖1h中黑色和藍色箭頭所指位置 在950℃熱處理后板條相和界面相顯著粗化(圖1i) 界面相的形態(tài)和尺寸出現(xiàn)分化——部分界面相的厚度與板條相相當(圖中黑色箭頭所示)，另一部分界面相的厚度變化不明顯，沿板條界面連續(xù)分布(圖中藍色箭頭所示) 由界面相襯度的變化可以發(fā)現(xiàn)，圖1c和圖1i中的界面相為灰色襯度，圖1d~h中的界面相為白色襯度 結(jié)合后文的XRD譜分析，可確定圖1c的顯微組織為馬氏體相不完全分解產(chǎn)物，圖1d~h中的板條相為α相，界面相為β相；圖1i中的板條相為α相，灰色襯度的大塊界面相為亞穩(wěn)β相

2.1.2 α板條相的粗化

圖2給出了不同中溫熱處理后顯微組織中板條相的厚度隨保溫時間的變化 在800℃熱處理10 min后板條相的輪廓模糊，尺寸難以測量 隨著中溫熱處理溫度的提高板條相的厚度增大，顯微組織整體出現(xiàn)粗化趨勢 在800~850℃中溫熱處理條件下板條相的厚度隨著保溫時間的延長變化較小，表明熱處理溫度較低時板條長大緩慢，平均厚度為0.65 μm 在900~950℃中溫熱處理條件下板條相的尺寸隨著保溫時間的延長以較高的速率增大，板條α的厚度由約0.70 μm增大到約1.25 μm

圖2



圖2不同條件中溫熱處理后Ti65合金中α相變板條的寬度

Fig.2Thickness of α plate in Ti65 alloy treated at medium temperature treatments

2.2 Ti65合金淬火態(tài)和熱處理態(tài)組織的相組成

圖3給出了Ti65合金淬火態(tài)和在800℃熱處理不同時間后的XRD譜 由圖3可見，在淬火態(tài)樣品的XRD譜中未出現(xiàn)β峰，表明其為hcp結(jié)構(gòu)的相 α'相與α相均為hcp結(jié)構(gòu)，相峰位基本重合，因此晶格參數(shù)相差較小，在XRD譜中統(tǒng)一標識為hcp結(jié)構(gòu)的相 根據(jù)XRD結(jié)果和SEM組織形貌，可確定淬火態(tài)組織為α'馬氏體組織 在800℃中溫熱處理不同時間后XRD譜顯示相組成仍以hcp結(jié)構(gòu)的相為主，保溫10 min后在約38.7°位置出現(xiàn)β相峰，表明馬氏體相發(fā)生了比較明顯的分解，顯微組織中出現(xiàn)了XRD譜可識別的β相 隨著熱處理時間的延長同一位置β峰的強度提高，熱處理時間超過20 min后可觀測到較明顯的β相峰位

圖3



圖3800℃中溫熱處理后Ti65合金的XRD譜

Fig.3XRD patterns of Ti65 alloy treated at 800℃ for different times (a) main phase compositions; (b) changes of the (110) plane of β phase

2.3 室溫拉伸性能的變化規(guī)律

圖4給出了表2中不同熱處理狀態(tài)樣品的室溫拉伸性能 圖中橫坐標“0”為淬火后直接時效態(tài)，簡稱淬火態(tài) 由圖4a可見，隨著熱處理溫度升高或保溫時間延長，室溫拉伸和屈服強度曲線表現(xiàn)為快速減低、相對穩(wěn)定和緩慢降低3個階段 淬火態(tài)到800℃/40 min熱處理態(tài)為第一階段，淬火態(tài)樣品的強度最高，Rm和Rp0.2分別為1273和1184 MPa，800℃/20 min和40 min熱處理后強度很快降低，800℃/40 min熱處理后Rm和Rp0.2分別降至1205和1114 MPa，降幅分別為68和70 MPa；800℃/40 min到900℃/20 min熱處理為第二階段，其特點是拉伸和屈服強度較為穩(wěn)定；900℃/20 min熱處理后為第三階段，其特點是拉伸和屈服強度緩慢降低，950℃/60 min中溫熱處理后Rm和Rp0.2分別降至1115和1065 MPa 由圖4b可見，中溫熱處理對室溫塑性的影響較小，淬火態(tài)樣品的室溫塑性約6.9%；在800~850℃熱處理不同時間后室溫塑性的變化較小，平均延伸率約6.2%；中溫熱處理溫度高于900℃后，平均延伸率小幅提高到約7.7%

圖4



圖4不同條件中溫熱處理后Ti65合金的室溫拉伸性能

Fig.4Room temperature tensile property of Ti65 alloy with different medium-temperature heat treat-ments listed in Table 2 (a) tensile strength; (b) elongation

3 討論3.1 馬氏體分解的規(guī)律

受晶體結(jié)構(gòu)、合金成分和類型等多重因素的影響，鈦合金馬氏體相的類型、穩(wěn)定性和分解經(jīng)歷不同的中間過程[17, 23] 在淬火馬氏體相內(nèi)產(chǎn)生了大量缺陷，β穩(wěn)定元素富集[18] Ti65合金是一種十元復雜體系近α型合金，在中低溫熱處理條件下會析出共格α2相(Ti3Al)和非共格硅化物(Ti6Si3)，屬于典型的過飽和固溶體[24] 高溫熱處理后淬火生成的α'馬氏體組織中必然出現(xiàn)大量晶格畸變、空位、位錯等缺陷，所處的高能狀態(tài)使原子和空位的擴散激活能降低 在中溫熱處理過程中先出現(xiàn)部分溶質(zhì)原子回歸其平衡位置的短程擴散，然后出現(xiàn)β穩(wěn)定元素(Mo、W、Nb、Ta等)和空位向α'/α'相界面的長程擴散，顯微組織主要表現(xiàn)為β相形貌和數(shù)量的變化，分解過程可分為四個階段，見圖5，具體闡述如下：

圖5



圖5Ti65合金馬氏體分解過程中β相的演化示意圖

Fig.5Schematic of β phase evolution during α' martensite decomposing

第Ⅰ階段，α'相表面區(qū)域的β穩(wěn)定元素和空位首先通過擴散進入界面區(qū)，α'相表面和內(nèi)部形成的濃度梯度，使β穩(wěn)定元素和空位由α'相內(nèi)部向表面擴散，并伴隨著一定程度的α穩(wěn)定元素的反向擴散 因此在保溫初始階段，α'相靠近表面區(qū)域形成過渡區(qū) 該過渡區(qū)對應于圖1c中白色襯度的形狀不規(guī)則相，其β穩(wěn)定元素含量高于α'相本體但低于穩(wěn)定β相，其襯度介于深色α'相和白色β相之間，與圖3b中XRD譜出現(xiàn)的β相衍射峰一致

第Ⅱ階段，隨著擴散過程的進行，α'相內(nèi)富集的β穩(wěn)定元素含量逐漸降低，表面和心部溶質(zhì)元素濃度梯度降低，原α'相界面區(qū)生成穩(wěn)定不規(guī)則狀β相，過渡區(qū)逐漸消失，對應XRD譜中β衍射峰增強(圖3b)

第Ⅲ階段，不規(guī)則狀β相向球狀或短棒狀轉(zhuǎn)變，呈線狀排列，對應于圖1e所示的形態(tài)

第Ⅳ階段，中溫熱處理溫度升高和/或保溫時間延長，球狀或短棒狀β相進一步合并且相互連接，逐漸形成線狀β相，對應于圖1f~i 如850℃保溫20 min條件下，顯微組織中局部出現(xiàn)線狀β相，見圖1f；850℃保溫40 min條件下，α'相分解更充分，線狀β相數(shù)量顯著增加，見圖1g；900℃保溫20 min條件下，線狀β相有變粗趨勢，見圖1h；950℃保溫20 min條件下，白色襯度相幾乎全部消失，取而代之的是灰色襯度的連續(xù)中間相，見圖1i 因為950℃已經(jīng)進入Ti65合金的α+β兩相區(qū)，灰色襯度的中間相并非前三個階段形成的穩(wěn)定β相，而是950℃熱處理后淬火過程中形成的亞穩(wěn)β相

3.2 拉伸性能與顯微組織的關系

圖4a給出了拉伸和屈服強度隨中溫處理溫度和時間的變化 可以看出，曲線可分為快速下降、保持穩(wěn)定和慢速下降三個階段 第一階段在淬火態(tài)到850℃/40 min熱處理之間，第二階段在850℃/60 min到900℃/20 min熱處理之間，第三階段在900℃/40 min到950℃/60 min熱處理之間 根據(jù)對圖1的顯微組織的分析，第一階段處于馬氏體相分解的過渡階段，第二階段馬氏體相接近完全分解，但分解產(chǎn)物尚未發(fā)生明顯粗化，第三階段馬氏體相完全分解，分解產(chǎn)物明顯粗化

(1) 強度下降較快的階段

馬氏體相變?yōu)榍凶儥C制[2,17]，在生成的α'相內(nèi)保留有較高密度的位錯[6,25]和較高的界面密度 700℃/5 h時效熱處理后馬氏體相中的位錯密度顯著降低，但是因為溫度低和原子擴散不充分，馬氏體相不會完全分解，在板條相中仍存在β穩(wěn)定元素富集，馬氏體的組織形貌特征基本保留，因此界面密度也沒有明顯的降低 在相同的時效熱處理條件下，高界面密度和高固溶強化程度使淬火態(tài)組織呈現(xiàn)出最高的拉伸和屈服強度 800℃/20 min熱處理后因溫度明顯升高馬氏體相分解加速[7,8]，在分解產(chǎn)物中出現(xiàn)了β相 板條相中富集的β穩(wěn)定元素減少，界面密度也有所降低，強化效果削弱[23]，使強度出現(xiàn)較大幅度的降低 800℃/40 min熱處理后馬氏體相幾乎完全分解，板條相中β穩(wěn)定元素的含量接近平衡態(tài)的水平，界面密度進一步降低，使強度進一步降低 因此，圖4a第一階段強度較快下降是淬火馬氏體相不同分解階段固溶強化和界面強化較大幅度減弱的表現(xiàn)

(2) 強度相對穩(wěn)定階段

由圖4a可見，在800℃/60 min~900℃/20 min中溫熱處理條件下拉伸強度相對穩(wěn)定 根據(jù)圖1和圖3給出的顯微組織和相分析結(jié)果，此階段馬氏體相已完全分解，馬氏體相導致的強化效應基本消失 根據(jù)圖2板條厚度的測量結(jié)果，雖然在800和850℃熱處理條件下板條相的厚度隨著保溫時間的延長變化不大，但是與800℃熱處理相比，在850℃熱處理后板條相還是發(fā)生少許粗化，根據(jù)Hall-Petch關系，出現(xiàn)接近相同的強度是不合理的，說明此階段其它顯微組織因素也起到了關鍵作用，需要考慮析出相的影響 在中低溫度熱處理過程中Ti65合金會析出彌散的α2相和硅化物[24]，硅化物主要在α/β相界面非均勻析出而釘扎界面，對提高蠕變和持久性能有利，對拉伸強度的影響可以忽略 α2相是彌散相，能阻礙位錯運動，對強度有較大的影響[26,27] 研究表明，α2相存在最高析出溫度，其析出位置、尺寸和數(shù)量隨著熱處理溫度和時間變化[28,29]

由圖6可以看到，即使在850℃熱處理條件下Ti65中也有α2相析出 根據(jù)相律粗略假定，在表2中的熱處理條件下α2相的析出總量不變；中溫熱處理溫度提高使α2相的尺寸增加、數(shù)量減少，超過溶解溫度后完全消失；在相同的溫度下隨保溫時間延長，α2相析出量先增加后保持穩(wěn)定 圖6給出了表1和表2中幾種典型熱處理條件下α2相的TEM觀察結(jié)果 可以看出，淬火態(tài)樣品經(jīng)700℃/5 h時效處理后，板條相中出現(xiàn)細小彌散的α2相(圖6a)；經(jīng)800℃/20 min處理后出現(xiàn)尺寸較大的α2相(圖6b)，再經(jīng)700℃/5 h時效處理后粗、細兩種尺寸α2相共存(圖6c)；在850 ℃熱處理后只析出少量的α2相(圖6d)；在900℃熱處理后未檢測到α2相(圖6e) 由此可以確定，Ti65合金中α2相析出/溶解溫度應為850~900℃ 在800℃/40 min后再熱處理60 min，α2相和板條相的厚度變化不明顯，因此強度沒有明顯的變化；與在800℃熱處理相比，在850℃中溫熱處理后粒徑較粗的α2相的析出量減少，相應700℃/5 h低溫時效處理后尺寸更細的α2相析出量增加，是850℃熱處理后強度提高的因素；但是在850℃熱處理后板條相的厚度增加(圖2)，使強度降低 兩個因素的共同作用使合金強度保持了相對穩(wěn)定 900℃/20 min熱處理后板條相的厚度增加較大，但是沒有析出α2相導致700℃/5 h時效過程后尺寸細小的α2相析出量增加，綜合作用的結(jié)果使強度保持了與在850℃熱處理相當?shù)乃?由此可見，圖4a中第二階段強度的相對穩(wěn)定，是α2相和板條相厚度變化協(xié)同作用的結(jié)果

圖6



圖6中溫熱處理后Ti65合金中α2相形貌的變化

Fig.6TEM microstructure of α2 phase in Ti65 alloy heat-treated at (a) 1030℃/2 h, WQ+700℃/5 h, AC; (b) 1030℃/2 h, WQ+800℃/20 min, WQ; (c) 1030℃/2 h, WQ+800℃/20 min, WQ+700℃/5 h, AC; (d) 1030℃/2 h, WQ+850℃/20 min, WQ; (e) 1030℃/2 h, WQ+900℃/20 min, WQ; (f) super lattice diffraction spots from α2 phase precipitated in α phase in Fig.7b. Black indices belong to α, and red those belong to α2 phase

(3) 強度慢速降低階段

由圖4a可見，第三階段室溫拉伸和屈服強度呈現(xiàn)緩慢降低的趨勢 由圖6e可見，在900℃以上的溫度熱處理后未析出α2相，因此可排除α2相的影響 由圖2可見，在900℃以上的溫度熱處理，隨著熱處理溫度的提高和時間的延長板條相明顯粗化 由此可以確定，圖4a中第三階段強度的緩慢降低可歸因于板條相厚度的增加 為了確定兩者間的關聯(lián)，圖7給出了在900℃以上不同溫度熱處理后板條相厚度與屈服強度間關系 可以看到，屈服強度與板條相厚度平方根的倒數(shù)成良好線性關系，表明服從Hall-Petch關系[30] 這表明，在900~950℃溫度范圍內(nèi)熱處理，α相板條厚度是影響Ti65合金拉伸強度的主要因素 α相板條的厚度增加，則位錯滑移的長度隨之增加；在存在α2彌散相的情況下平面滑移為主導變形機制[31]，α/β相界更容易被滑移帶上塞積的位錯突破，界面對位錯運動的阻礙作用減弱，最終表現(xiàn)為強度的緩慢降低

圖7



圖7拉伸性能與α相板條厚度的關系

Fig.7Relationship between the size of α plate and room-temperature tensile strength of Ti65 alloy

雖然圖4a中的強度出現(xiàn)了比較明顯的變化，但是塑性的變化不明顯(圖4b) 出現(xiàn)此現(xiàn)象的原因是，盡管熱處理制度不同但是材料的變形機制未發(fā)生改變，均為平面滑移機制，因此塑性的變化不明顯

4 結(jié)論

(1) Ti65合金高溫固溶處理后水淬可得到α'馬氏體組織，在800℃/10 min熱處理后α'馬氏體相發(fā)生了XRD和SEM可檢測到的分解

(2) 在800~900℃熱處理后，β穩(wěn)定元素通過擴散先在馬氏體相界面處聚集生成不規(guī)則形狀的β相 隨著保溫時間的延長不規(guī)則狀β相向長短不同的棒狀轉(zhuǎn)變；隨著熱處理溫度的提高β相和α板條相明顯粗化

(3) 熱處理溫度低于850℃時，隨著保溫時間的延長，馬氏體分解生成的α板條厚度增大緩慢；熱處理溫度高于900℃后，隨著保溫時間的延長α板條的厚度明顯增大

(4) 中溫熱處理后室溫拉伸和屈服強度都降低，強度隨著熱處理溫度升高和/或時間的延長經(jīng)歷快速降低、相對穩(wěn)定和慢速降低3個階段 第一階段強度快速降低的主要原因是馬氏體相分解導致固溶強化效果減弱；第二階段強度保持穩(wěn)定是α2相顆粒尺寸和板條相厚度同時變化的協(xié)同作用結(jié)果；而第三階段強度緩慢降低，可歸因于板條厚度的增大

參考文獻

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