TC21鈦合金（Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Cr-Nb-S）是我國(guó)自主研制的一種α＋β型高損傷容限鈦合金，隨著損傷容限設(shè)計(jì)準(zhǔn)則的實(shí)行，對(duì)飛機(jī)結(jié)構(gòu)件的要求也隨之提高，特別是如承重梁、發(fā)動(dòng)機(jī)框架等對(duì)綜合力學(xué)性能要求較高的承力部件，其對(duì)強(qiáng)度與韌性有較高要求［1-3］。

TC21鈦合金的鍛造工藝對(duì)其力學(xué)性能有較大影響，但鍛造引起的固態(tài)相變比較復(fù)雜，且成熟的鍛造工藝不易調(diào)整，相較而言，熱處理可以更為靈活地調(diào)整TC21鈦合金的組織與性能［4-7］。

Ｔａｒíｎ等［8］研究了Ti-17合金在不同熱處理工藝下的相變行為和力學(xué)性能，Ｗａｎｇ等［９］探究快速淬火后TC21鈦合金的相變特性，揭示了相變的規(guī)律。ＥｌSｈａｅｒ等［10］研究了冷變形與熱處理對(duì)TC21鈦合金的影響，研究表明，固溶后進(jìn)行時(shí)效處理能夠提高合金的硬度與耐磨性。Sｈａｏ等［11］研究了等軸α相與次生α相對(duì)裂紋的影響，研究表明，TC21鈦合金的變形和裂紋起始主要發(fā)生在α／β相界和α相／β轉(zhuǎn)變組織界。

在實(shí)際生產(chǎn)應(yīng)用中，對(duì)TC21鈦合金的綜合力學(xué)性能有不同的要求，由于零部件的鍛造生產(chǎn)工藝不易調(diào)整，而后續(xù)的熱處理工藝調(diào)整較為方便，故通過(guò)調(diào)整熱處理工藝進(jìn)一步改善鈦合金的顯微組織和提升鍛態(tài)TC21鈦合金的綜合性能是比較有效、可行的途徑［12-15］。本文通過(guò)研究固溶和時(shí)效處理過(guò)程中溫度的變化對(duì)TC21鈦合金微觀結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能的影響，為TC21鈦合金通過(guò)熱處理技術(shù)進(jìn)行組織與性能的精細(xì)調(diào)節(jié)提供理論和實(shí)踐上的參考。此項(xiàng)工作不僅揭示了溫度調(diào)整在優(yōu)化TC21鈦合金性能中的重要性，同時(shí)也為后續(xù)的材料工程研究提供了數(shù)據(jù)支撐。

1、試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)合金選用16mm×16mm×80mm的鍛態(tài)TC21鈦合金，其相變點(diǎn)為Ｔβ＝（９60±5）℃，化學(xué)成分如表1所示，顯微組織如圖1所示。

經(jīng)Ｉｍａｇｅ-ＰｒｏＰｌｕS6.0測(cè)量，其中初生α相（等軸α相＋片狀α相）面積分?jǐn)?shù)約為46.8％。將試驗(yàn)合金在SＴＭ-12-12箱式電阻爐中進(jìn)行熱處理試驗(yàn)，分別經(jīng)880、９00和９20℃固溶2ｈ后空冷，再分別經(jīng)500、5９0和650℃時(shí)效4ｈ后空冷。將熱處理試樣進(jìn)行研磨與拋光，制成金相試樣，而后用Ｋｒｏｌｌ'S腐蝕劑進(jìn)行腐蝕，清洗吹干后使用ＤＥＭ-300Ｍ型光學(xué)顯微鏡觀察其顯微組織，使用ＥＶＯＭＡ15型掃描電鏡進(jìn)一步觀察其次生α相與斷口形貌。按照GB/T228.1—2021《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1部分：室溫試驗(yàn)方法》標(biāo)準(zhǔn)在S13-65481微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸試樣尺寸如圖2所示。

2、試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1固溶溫度對(duì)TC21鈦合金組織和性能的影響

TC21鈦合金的初始微觀組織呈現(xiàn)出典型的雙態(tài)特性（見(jiàn)圖1），主要包括兩類α相，即形態(tài)各異的等軸α相以及沿著β轉(zhuǎn)變組織的基體分布的片狀α相，這兩種相的總體積占比不超過(guò)50％［16］。通過(guò)Ｉｍａｇｅ-ＰｒｏＰｌｕS6．0分析出TC21鈦合金的初生α相占比約46.8％。

這樣的微觀結(jié)構(gòu)賦予了TC21鈦合金出色的綜合力學(xué)性能，使其在材料工程和合金設(shè)計(jì)領(lǐng)域享有廣泛的應(yīng)用潛力。

經(jīng)過(guò)固溶＋時(shí)效處理的鍛造TC21鈦合金，其微觀結(jié)構(gòu)由等軸α相和β相組成，這些等軸α相在大小、形狀及占比方面展現(xiàn)多樣性。圖3和圖4為固溶和固溶＋時(shí)效處理后TC21鈦合金的微觀組織。從圖3可以看出，隨著固溶溫度的升高，等軸α相在形態(tài)、尺寸及占比上存在顯著變化。通過(guò)Ｉｍａｇｅ-ＰｒｏＰｌｕS6.0分析得出，不同固溶＋時(shí)效處理后試樣中等軸α相占比如圖5所示。

可見(jiàn)，時(shí)效溫度相同時(shí)，隨著固溶溫度的升高，等軸α相的占比減少，且當(dāng)固溶溫度接近相變點(diǎn)時(shí)，等軸α相會(huì)加速轉(zhuǎn)變［17］。時(shí)效處理的加入對(duì)這一變化規(guī)律并無(wú)明顯影響，說(shuō)明等軸α相主要受固溶溫度的影響。

固溶溫度的變化引起試樣中等軸α相的占比與尺寸的變化，而材料組織決定其性能［18］。圖6為不同固溶＋時(shí)效處理后TC21鈦合金的力學(xué)性能。從圖6（ａ，ｂ）可以看出，固溶溫度較低時(shí)（880和９00℃），TC21鈦合金的屈服強(qiáng)度變化較小，500℃與5９0℃時(shí)效試樣的抗拉強(qiáng)度呈減小趨勢(shì)，650℃時(shí)效試樣的抗拉強(qiáng)度有較小增長(zhǎng)，在10MPa左右，但當(dāng)固溶溫度為９20℃時(shí)，屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度都有較大的提升，與顯微組織的變化相吻合?？傮w上來(lái)看，隨著固溶溫度的升高，TC21鈦合金屈服強(qiáng)度整體上呈增大趨勢(shì)，這與組織變化緊密相關(guān)。當(dāng)固溶溫度升高時(shí)，試樣中等軸α相占比不斷減少，相應(yīng)的轉(zhuǎn)變?chǔ)陆M織占比就會(huì)增大，轉(zhuǎn)變?chǔ)陆M織中因時(shí)效處理析出了大量次生α相（如圖7所示），產(chǎn)生大量的α／β相界面，而相界面能夠阻礙滑移的進(jìn)行，使得TC21鈦合金的變形更為困難，因而隨著固溶溫度升高，合金強(qiáng)度增大。

從圖6（ｃ）可以看出，TC21鈦合金的斷后伸長(zhǎng)率隨固溶溫度的變化幅度不大，各組數(shù)據(jù)的變化趨勢(shì)不一致，但整體都分布在5％～8％范圍內(nèi)。結(jié)合圖5可以看出，當(dāng)時(shí)效溫度為500℃和540℃時(shí)，隨著固溶溫度由880℃升高至９00℃，等軸α相占比減少，但塑性反而增大。通常情況下，等軸α相含量的增加會(huì)提高鈦合金的塑性，這是因?yàn)棣料嘁话惚圈孪喔洠菀装l(fā)生塑性變形［19］，此類現(xiàn)象通常發(fā)生在初生等軸α相的體積分?jǐn)?shù)較低時(shí)（一般低于15％～20％），鈦合金塑性與等軸α相含量呈正相關(guān)；但當(dāng)組織中等軸α含量較高時(shí)（一般高于15％～20％），隨等軸α相含量變化，合金塑性變化受其影響較小［20-21］。

當(dāng)時(shí)效溫度為650℃時(shí)，隨著固溶溫度的提高，合金的強(qiáng)度相應(yīng)上升，但塑性卻呈現(xiàn)明顯的下降趨勢(shì)，這種現(xiàn)象的原因在于雙相鈦合金中轉(zhuǎn)變?chǔ)陆M織對(duì)強(qiáng)度所起的主導(dǎo)作用。轉(zhuǎn)變?chǔ)陆M織中的次生α相與殘留的β相形成了大量的α／β相界面。在拉伸變形過(guò)程中，TC21鈦合金的主要變形機(jī)制是位錯(cuò)滑移，而這些α／β相界面會(huì)阻礙滑移的進(jìn)行，從而起到了強(qiáng)化合金的作用。因此，隨著固溶溫度的升高，這種強(qiáng)化效應(yīng)加強(qiáng)，導(dǎo)致了合金的塑性下降。

鈦合金的塑性主要受到初生等軸α相的影響。等軸α相通常具有較好的塑性變形能力，這是因?yàn)榈容Sα相的六方密排結(jié)構(gòu)（HCP）相較于β相的體心立方結(jié)構(gòu)（BCC），在室溫和較低溫度下能夠更容易地通過(guò)滑移機(jī)制發(fā)生塑性變形。因此，組織中含有較多等軸α相的合金表現(xiàn)出較好的塑性［22］。在兩相區(qū)溫度（760～970℃）下進(jìn)行固溶時(shí)，隨著固溶溫度的升高，合金中的初生等軸α相逐漸向β相轉(zhuǎn)變，隨后的時(shí)效處理主要影響次生α相，因此合金的強(qiáng)度總體上升，而塑性則相反，呈下降的趨勢(shì)［23］。

2.2時(shí)效溫度對(duì)顯微組織和力學(xué)性能的影響

從圖4可以看出，時(shí)效溫度相對(duì)于固溶溫度較低，所以在經(jīng)過(guò)不同溫度時(shí)效處理后，TC21鈦合金的等軸α相的形態(tài)與含量在光學(xué)顯微組織中變化不明顯。對(duì)比圖4和圖7可以看出，盡管TC21鈦合金在固溶溫度升高下的微觀結(jié)構(gòu)保持穩(wěn)定，但其次生α相的尺度和比例發(fā)生了顯著變化。時(shí)效處理的核心目標(biāo)是通過(guò)在亞穩(wěn)態(tài)β相中促使次生α相的析出，以實(shí)現(xiàn)合金的強(qiáng)化，同時(shí)還需保持合金的一定塑性。因此，在選定時(shí)效溫度時(shí)，既要兼顧強(qiáng)度與塑性的平衡，也要防止ω相的形成，因?yàn)棣叵嗟奈龀鲭m然能強(qiáng)化合金，但可能會(huì)導(dǎo)致脆性增加。一般情況下，鈦合金的時(shí)效溫度范圍定在400～650℃［22］。

時(shí)效對(duì)合金強(qiáng)化的效果通常隨時(shí)效溫度的升高先增后減，與此同時(shí)，塑性表現(xiàn)出相反的趨勢(shì)。由圖6（ａ，ｂ）可見(jiàn)，固溶溫度相同時(shí)，時(shí)效處理能顯著提高TC21鈦合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度，這是因?yàn)闀r(shí)效過(guò)程中亞穩(wěn)β相析出的次生α相和殘留β相共同形成了以次生α相增強(qiáng)的殘留β基體結(jié)構(gòu)。隨著時(shí)效溫度的上升，TC21鈦合金的屈服強(qiáng)度首先增加然后下降，而抗拉強(qiáng)度整體呈下降趨勢(shì)。以９20℃固溶處理試樣為例，在500℃時(shí)效4ｈ后，其屈服強(qiáng)度為1225MPa，當(dāng)時(shí)效溫度達(dá)到5９0℃時(shí)，屈服強(qiáng)度上升至最高值1237.7MPa，但進(jìn)一步增至650℃時(shí)，屈服強(qiáng)度反而下降至1194.3MPa。產(chǎn)生這一現(xiàn)象的原因是低時(shí)效溫度下次生α相以細(xì)小針狀形態(tài)彌散析出，隨著時(shí)效溫度的升高，其彌散度和強(qiáng)化效果增大，但高溫下針狀α相的增長(zhǎng)驅(qū)動(dòng)力通過(guò)擴(kuò)散作用導(dǎo)致相界遷移，形成較大尺寸的α相，從而降低了強(qiáng)化效果［23-24］。如圖6（ｂ）所示，隨著時(shí)效溫度的升高，抗拉強(qiáng)度下降趨勢(shì)加劇，表明次生α相的增長(zhǎng)對(duì)抗拉強(qiáng)度有更明顯的影響。

從圖6（ｃ）可以看出，當(dāng)固溶溫度相同時(shí)，隨著時(shí)效溫度的升高，塑性在一個(gè)較小范圍內(nèi)變化，表現(xiàn)為先降低后增加的趨勢(shì)，說(shuō)明時(shí)效溫度對(duì)TC21鈦合金塑性的影響相對(duì)較小。因此，選擇5９0℃作為時(shí)效溫度較為合適，既能保持強(qiáng)化效果又能維持合適的塑性。

固溶處理使合金組織內(nèi)生成亞穩(wěn)β相，時(shí)效處理讓亞穩(wěn)相分解，生成次生α相，從而達(dá)到強(qiáng)化效果。

從圖4可以看出，時(shí)效溫度的變化對(duì)等軸α相影響較小，但通過(guò)圖7可以看出，β相中有次生α相析出。當(dāng)時(shí)效溫度為500℃時(shí)，此時(shí)溫度相對(duì)較低，次生α相在β基體上的析出相對(duì)較少，尺寸較細(xì)?。ㄒ?jiàn)7（ａ））；隨著時(shí)效溫度的升高，次生α相析出較快，并不斷長(zhǎng)大，發(fā)生粗化。當(dāng)溫度升高到5９0℃時(shí)，次生α相的彌散程度增大，但長(zhǎng)大不明顯（見(jiàn)7（ｂ）），隨著時(shí)效溫度升高到650℃，次生α相明顯長(zhǎng)大（見(jiàn)圖7（ｃ））。

結(jié)合圖6與圖7可以看出，當(dāng)時(shí)效溫度從500℃上升到5９0℃時(shí)，TC21鈦合金的屈服強(qiáng)度增大，斷后伸長(zhǎng)率變化不明顯，說(shuō)明次生α相的彌散程度增大對(duì)其屈服強(qiáng)度有明顯影響，但對(duì)塑性影響不大。當(dāng)時(shí)效溫度從5９0℃升至650℃后，次生α相明顯粗化，屈服強(qiáng)度隨之下降，斷后伸長(zhǎng)率增大，這說(shuō)明隨著次生α相的粗化，TC21鈦合金的塑性增大，屈服強(qiáng)度減小。

試驗(yàn)表明，時(shí)效溫度對(duì)TC21鈦合金中初生α相的影響較小，但對(duì)次生α相有顯著影響，在合適的溫度區(qū)間內(nèi)升高時(shí)效溫度，可起到增大次生α相彌散度進(jìn)而增大合金強(qiáng)度而不影響塑性的作用。但當(dāng)時(shí)效溫度過(guò)高時(shí)，次生α相粗大且形核率低，使鈦合金的強(qiáng)度降低，塑性增大，所以需要選擇合適的時(shí)效溫度，結(jié)合顯微組織與力學(xué)性能綜合分析，時(shí)效溫度選擇5９0℃較為合理。

2.3拉伸斷口SＥＭ分析

為研究不同熱處理工藝所得TC21鈦合金的斷裂機(jī)理，對(duì)其拉伸斷口進(jìn)行SＥＭ分析，斷口形貌如圖8所示。當(dāng)時(shí)效溫度為5９0℃時(shí)，TC21鈦合金的宏觀斷口呈暗灰色，沒(méi)有金屬光澤且都有明顯的頸縮現(xiàn)象，斷面與拉伸方向呈45°角，有較寬的剪切唇如圖8（ａ～ｃ）所示。從圖8（ｄ～ｆ）的微觀斷口可以看出，試樣拉伸斷口形貌大體一致，都為等軸狀韌窩形貌，均為韌性斷裂，主要斷裂方式表現(xiàn)為微孔聚集斷裂。對(duì)比圖8（ｄ～ｆ）可以看出，不同固溶溫度下拉伸斷口的韌窩大小相似，但９00℃固溶試樣的韌窩稍淺，其形貌演變規(guī)律與圖6（ｃ）伸長(zhǎng)率變化規(guī)律相符，不同固溶溫度下經(jīng)5９0℃時(shí)效4ｈ試樣的塑性變化不大，其中９00℃固溶試樣韌性最差。

當(dāng)固溶溫度為９20℃時(shí)，不同時(shí)效溫度下TC21鈦合金的拉伸斷口的宏觀形貌與微觀形貌相似，也均為韌性斷裂。對(duì)比圖8（ｆ，ｉ，ｇ）可以發(fā)現(xiàn)，試樣拉伸斷口的韌窩大小與深度基本相似，說(shuō)明時(shí)效溫度對(duì)TC21鈦合金塑性的影響微乎其微。650℃時(shí)效試樣的韌窩尺寸要比500和5９0℃時(shí)效試樣稍大，且更深一些，說(shuō)明650℃時(shí)效4ｈ的試樣塑性相對(duì)較好，與前文數(shù)據(jù)相吻合。

TC21鈦合金的韌性變化不顯著的原因在于：試樣均經(jīng)過(guò)同一溫度固溶，時(shí)效溫度對(duì)TC21鈦合金中等軸α相的形狀和比例產(chǎn)生的影響相對(duì)較小。在合金經(jīng)歷塑性變形的過(guò)程中，應(yīng)力傾向于在等軸α相與β相基體之間的界面集中，這種現(xiàn)象可能促使α／β界面處生成細(xì)小的孔隙［25］。所以當(dāng)?shù)容Sα相含量大致相同的情況下，合金拉伸時(shí)產(chǎn)生的微孔機(jī)率也大致相同，這就造成經(jīng)過(guò)同一溫度固溶處理，但時(shí)效溫度不同的3個(gè)試樣的塑性變化不大，斷口形貌之間沒(méi)有明顯變化。

3、結(jié)論

1）固溶溫度對(duì)TC21鈦合金的初生α相有較大影響。當(dāng)固溶溫度為880～９20℃時(shí)，隨著固溶溫度的升高，TC21鈦合金的顯微組織中初生α相占比不斷減少。隨著固溶溫度接近相變點(diǎn)，α→β轉(zhuǎn)變更快。

2）時(shí)效溫度主要影響TC21鈦合金次生α相的含量和形態(tài)。在同一固溶溫度下（880～９20℃），隨著時(shí)效溫度的升高（500～650℃），次生α相析出加快，發(fā)生長(zhǎng)大和粗化。經(jīng)過(guò)相同溫度固溶處理后，5９0℃時(shí)效4ｈ能得到比較細(xì)小致密的次生α相。

3）初生α相對(duì)TC21鈦合金的塑性有較大影響，次生α相主要影響TC21鈦合金的強(qiáng)度。

4）經(jīng)９20℃×2ｈ固溶＋5９0℃×4ｈ時(shí)效處理后，鍛態(tài)TC21鈦合金具有優(yōu)良的綜合力學(xué)性能，屈服強(qiáng)度為1237.7MPa，抗拉強(qiáng)度為1322.0MPa，斷后伸長(zhǎng)率為5.75％。

參考文獻(xiàn)：

［1］趙永慶，葛鵬，辛社偉.近五年鈦合金材料研發(fā)進(jìn)展［Ｊ］.中國(guó)材料進(jìn)展，2020，3９（S1）：527-534，557-558．

ＺｈａｏＹｏｎｇｑｉｎｇ，ＧｅＰｅｎｇ，ＸｉｎSｈｅｗｅｉ.ＰｒｏｇｒｅSSｅSｏｆＲ＆ＤｏｎTi-AlｌｏｙｍａｔｅｒｉAlSｉｎｒｅｃｅｎｔ5ｙｅａｒS［Ｊ］.ＭａｔｅｒｉAlSＰｒｏｇｒｅSSｉｎＣｈｉｎａ，2020，3９（S1）：527-534，557-558．

［2］ＦｅｉＹＨ，ＺｈｏｕＬ，ＱｕＨＬ，ｅｔAl.ＴｈｅｐｈａSｅａｎｄｍｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆTC21Alｌｏｙ［Ｊ］.ＭａｔｅｒｉAlSSｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，2008，4９4（1／2）：166-172．

［3］張利軍，田軍強(qiáng)，周中波，等.熱處理制度對(duì)TC21鈦合金鍛件組織及力學(xué)性能的影響［Ｊ］.中國(guó)材料進(jìn)展，200９，28（S2）：84-87．

ＺｈａｎｇＬｉｊｕｎ，TiａｎＪｕｎｑｉａｎｇ，ＺｈｏｕＺｈｏｎｇｂｏ，ｅｔAl.ＥｆｆｅｃｔSｏｆｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｏｎｍｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅSａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃAlｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅSｏｆTC21TiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙｆｏｒｇｉｎｇS［Ｊ］.ＭａｔｅｒｉAlSＣｈｉｎａ，200９，28（S2）：84-87．

［4］趙彥蕾，李伯龍，朱知壽，等.熱處理溫度對(duì)TC21鈦合金微觀組織的影響［Ｊ］.材料熱處理學(xué)報(bào)，2011，32（1）：14-18．

ＺｈａｏＹａｎｌｅｉ，ＬｉＢｏｌｏｎｇ，ＺｈｕＺｈｉSｈｏｕ，ｅｔAl.ＥｆｆｅｃｔｏｆｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｏｎｍｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆTC21TiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙ［Ｊ］.ＴｒａｎSａｃTiｏｎSｏｆＭａｔｅｒｉAlSａｎｄＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔ，2011，32（1）：14-18．

［5］胡生雙，孟曉川，王清，等.雙重退火工藝對(duì)TC21鈦合金力學(xué)性能和斷口形貌的影響［Ｊ］.金屬熱處理，2020，45（5）：110-114．

ＨｕSｈｅｎｇSｈｕａｎｇ，ＭｅｎｇＸｉａｏｃｈｕａｎ，ＷａｎｇＱｉｎｇ，ｅｔAl.ＥｆｆｅｃｔｏｆｄｏｕｂｌｅａｎｎｅAlｉｎｇｐｒｏｃｅSSｏｎｍｅｃｈａｎｉｃAlｐｒｏｐｅｒTiｅSａｎｄｆｒａｃｔｕｒｅMoｒｐｈｏｌｏｇｙｏｆTC21TiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙ［Ｊ］.ＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔｏｆＭｅｔAlS，2020，45（5）：110-114．

［6］胡志杰，馮軍寧，馬忠賢，等.我國(guó)鈦及鈦合金熱處理標(biāo)準(zhǔn)現(xiàn)狀［Ｊ］.金屬熱處理，2021，46（3）：243-246．

ＨｕＺｈｉｊｉｅ，ＦｅｎｇＪｕｎｎｉｎｇ，ＭａＺｈｏｎｇｘｉａｎ，ｅｔAl.ＣｕｒｒｅｎｔSｔａｔｕSｏｆｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔSｔａｎｄａｒｄSｆｏｒTiｔａｎｉｕｍａｎｄTiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙS［Ｊ］.ＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔｏｆＭｅｔAlS，2021，46（3）：243-246．

［7］李佳潼，劉冉，朱遠(yuǎn)志，等.ＴＣ18鈦合金熱處理過(guò)程中α相的等軸化行為［Ｊ］.金屬熱處理，2018，43（8）：60-64．

ＬｉＪｉａｔｏｎｇ，ＬｉｕＲａｎ，ＺｈｕＹｕａｎｚｈｉ，ｅｔAl.ＩSｏｍｅｒｉｚａTiｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｏｆａｐｈａSｅｄｕｒｉｎｇｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｏｆＴＣ18TiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙ［Ｊ］.ＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔｏｆＭｅｔAlS，2018，43（8）：60-64．

［8］ＴａｒíｎＰ，ＦｅｒｎáｎｄｅｚＡＬ，SｉｍóｎＡＧ，ｅｔAl.ＴｒａｎSｆｏｒｍａTiｏｎSｉｎｔｈｅTi-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr（Ti-17）AlｌｏｙａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃAlａｎｄｍｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒAlｃｈａｒａｃｔｅｒｉSTiｃS［Ｊ］.ＭａｔｅｒｉAlSSｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，2006，438-440：364-368．

［９］ＷａｎｇＹＨ，ＫｏｕＨＣ，ＣｈａｎｇＨ，ｅｔAl.ＩｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆSｏｌｕTiｏｎｔｒｅａｔｍｅｎｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｏｎｐｈａSｅｔｒａｎSｆｏｒｍａTiｏｎｏｆTC21Alｌｏｙ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉAlSSｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，200９，508（1／2）：76-82．

［10］ＥｌSｈａｅｒＲＮ，ＩｂｒａｈｉｍＫＭ．ＥｆｆｅｃｔｏｆｃｏｌｄｄｅｆｏｒｍａTiｏｎａｎｄｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｏｎｍｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃAlｐｒｏｐｅｒTiｅSｏｆTC21TiAlｌｏｙ［Ｊ］.ＴｒａｎSａｃTiｏｎSｏｆＮｏｎｆｅｒｒｏｕSＭｅｔAlSSｏｃｉｅｔｙｏｆＣｈｉｎａ，2020，30（5）：12９0-12９９．

［11］SｈａｏＨ，ＺｈａｏＹＱ，ＧｅＰ，ｅｔAl.CrａｃｋｉｎｉTiａTiｏｎａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃAlｐｒｏｐｅｒTiｅSｏｆTC21TiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙｗｉｔｈｅｑｕｉａｘｅｄｍｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉAlSSｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，2013，586：215-222．

［12］李周波，劉云，劉翔，等.熱處理工藝對(duì)鈦合金油管組織與力學(xué)性能的影響［Ｊ］.熱加工工藝，2022，51（16）：127-130，134．

ＬｉＺｈｏｕｂｏ，ＬｉｕＹｕｎ，ＬｉｕＸｉａｎｇ，ｅｔAl.ＥｆｆｅｃｔSｏｆｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｐｒｏｃｅSSｏｎｍｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃAlｐｒｏｐｅｒTiｅSｏｆTiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙｔｕｂｉｎｇ［Ｊ］.ＨｏｔＷｏｒｋｉｎｇＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，2022，51（16）：127-130，134．

［13］ＬｉｕＷＹ，ＬｉｎＹＨ，ＣｈｅｎＹＨ，ｅｔAl．ＥｆｆｅｃｔｏｆｄｉｆｆｅｒｅｎｔｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔSｏｎｍｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃAlｐｒｏｐｅｒTiｅSｏｆTi6Al4ＶTiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙ［Ｊ］.ＲａｒｅＭｅｔAlＭａｔｅｒｉAlSａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，2017，46（3）：634-63９．

［14］SｈｉＺＦ，ＧｕｏＨＺ，ＨａｎＪＹ，ｅｔAl.ＭｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃAlｐｒｏｐｅｒTiｅSｏｆTC21TiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙａｆｔｅｒｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔ［Ｊ］.ＴｒａｎSａｃTiｏｎSｏｆＮｏｎｆｅｒｒｏｕSＭｅｔAlSSｏｃｉｅｔｙｏｆＣｈｉｎａ，2013，23（10）：2882-288９．

［15］ＷａｎｇＹＬ，SｏｎｇＸＹ，ＭａＷ，ｅｔAl.ＭｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｔｅｎSｉｌｅｐｒｏｐｅｒTiｅSｏｆTi-62421SAlｌｏｙｐｌａｔｅｗｉｔｈｄｉｆｆｅｒｅｎｔａｎｎｅAlｉｎｇｔｒｅａｔｍｅｎｔS［Ｊ］.ＲａｒｅＭｅｔAlS，2018，37（7）：568-573．

［16］石志峰.TC21鈦合金工藝優(yōu)化及組織性能關(guān)系研究［Ｄ］.西安：西北工業(yè)大學(xué)，2016：5-6．

［17］汪冠璽.熱處理對(duì)TC21鈦合金組織和性能的影響［Ｊ］.河南科技，2014，552（22）：56-57．

ＷａｎｇＧｕａｎｘｉ.ＥｆｆｅｃｔｏｆｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｏｎｍｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｐｒｏｐｅｒTiｅSｏｆTC21TiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙ［Ｊ］.ＨｅｎａｎSｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，2014，552（22）：56-57．

［18］ＴａｎＣS，SｕｎＱＹ，ＸｉａｏＬ，ｅｔAl.SｌｉｐｔｒａｎSｍｉSSｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒａCrｏSSα／βｉｎｔｅｒｆａｃｅａｎｄSｔｒｅｎｇｔｈｐｒｅｄｉｃTiｏｎｗｉｔｈａMoｄｉｆｉｅｄｒｕｌｅｏｆｍｉｘｔｕｒｅSｉｎTC21TiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙ［Ｊ］.ＪｏｕｒｎA(yù)lｏｆAlｌｏｙSａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄS，2017，724：112-120．

［19］雷鵬.ＴＣ16鈦合金熱處理工藝對(duì)微觀組織演變及力學(xué)性能的影響［Ｄ］.長(zhǎng)春：吉林大學(xué)，2022．

［20］ＷａｎｇＹＨ，ＫｏｕＨ，ＣｈａｎｇＨ，ｅｔAl.ＩｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆSｏｌｕTiｏｎｔｒｅａｔｍｅｎｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｏｎｐｈａSｅｔｒａｎSｆｏｒｍａTiｏｎｏｆTC21Alｌｏｙ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉAlSSｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，200９，508（1／2）：76-82．

［21］ＩｖａSｉSｈｉｎＯＭ，ＭａｒｋｏｖSｋｙＰＥ，SｅｍｉａTiｎSＩ，ｅｔAl.ＡｇｉｎｇｒｅSｐｏｎSｅｏｆｃｏａｒSｅ-ａｎｄｆｉｎｅ-ｇｒａｉｎｅｄTiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙS［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉAlSSｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，2005，405（1／2）：2９6-305．

［22］張民.熱處理對(duì)TC21鈦合金組織和性能的影響［Ｄ］.西安：西北工業(yè)大學(xué)，2004．

［23］唐斌，王義紅，寇宏超，等.TC21合金低溫時(shí)效過(guò)程中的馬氏體分解機(jī)制［Ｊ］.材料熱處理學(xué)報(bào)，2012，33（1）：4９-53．

ＴａｎｇＢｉｎ，ＷａｎｇＹｉｈｏｎｇ，ＫｏｕＨｏｎｇｃｈａｏｅｔAl．ＭｅｃｈａｎｉSｍｏｆｍａｒｔｅｎSｉｔｅｄｅｃｏｍｐｏSｉTiｏｎｄｕｒｉｎｇｌｏｗｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｇｅｉｎｇｐｒｏｃｅSSｆｏｒTC21Alｌｏｙ［Ｊ］.ＴｒａｎSａｃTiｏｎSｏｆＭａｔｅｒｉAlSａｎｄＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔ，2012，33（1）：4９-53．

［24］朱寶輝，曾衛(wèi)東，陳林，等.固溶時(shí)效工藝對(duì)Ti-6Al-6Ｖ-2Sn鈦合金棒材組織及性能的影響［Ｊ］.中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào)，2018，28（4）：677-684．

ＺｈｕＢａｏｈｕｉ，ＺｅｎｇＷｅｉｄｏｎｇ，ＣｈｅｎＬｉｎ，ｅｔAl.ＩｎｆｌｕｅｎｃｅSｏｆSｏｌｕTiｏｎａｎｄａｇｉｎｇｔｒｅａｔｍｅｎｔｐｒｏｃｅSSｏｎｍｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃAlｐｒｏｐｅｒTiｅSｏｆTi-6Ａ-6Ｖ-2SnTiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙｒｏｄS［Ｊ］．ＴｈｅＣｈｉｎｅSｅＪｏｕｒｎA(yù)lｏｆＮｏｎｆｅｒｒｏｕSＭｅｔAlS，2018，28（4）：677-684．

［25］ＴｅｒｌｉｎｄｅＧＴ，ＤｕｅｒｉｇＴＷ，ＷｉｌｌｉａｍSＪＣ.ＭｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅ，ｔｅｎSｉｌｅｄｅｆｏｒｍａTiｏｎ，ａｎｄｆｒａｃｔｕｒｅｉｎａｇｅｄTi10Ｖ-2Ｆｅ-3Al［Ｊ］.ＭｅｔAlｌｕｒｇｉｃAlａｎｄＭａｔｅｒｉAlSＴｒａｎSａｃTiｏｎSＡ，1９83，14（10）：2101-2115．