TC21钛合金（Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Cr-Nb-S）是我国自主研制的一种α＋β型高损伤容限钛合金，随着损伤容限设计准则的实行，对飞机结构件的要求也随之提高，特别是如承重梁、发动机框架等对综合力学性能要求较高的承力部件，其对强度与韧性有较高要求［1-3］。
TC21钛合金的锻造工艺对其力学性能有较大影响，但锻造引起的固态相变比较复杂，且成熟的锻造工艺不易调整，相较而言，热处理可以更为灵活地调整TC21钛合金的组织与性能［4-7］。
Ｔａｒíｎ等［8］研究了Ti-17合金在不同热处理工艺下的相变行为和力学性能，Ｗａｎｇ等［９］探究快速淬火后TC21钛合金的相变特性，揭示了相变的规律。ＥｌSｈａｅｒ等［10］研究了冷变形与热处理对TC21钛合金的影响，研究表明，固溶后进行时效处理能够提高合金的硬度与耐磨性。Sｈａｏ等［11］研究了等轴α相与次生α相对裂纹的影响，研究表明，TC21钛合金的变形和裂纹起始主要发生在α／β相界和α相／β转变组织界。
在实际生产应用中，对TC21钛合金的综合力学性能有不同的要求，由于零部件的锻造生产工艺不易调整，而后续的热处理工艺调整较为方便，故通过调整热处理工艺进一步改善钛合金的显微组织和提升锻态TC21钛合金的综合性能是比较有效、可行的途径［12-15］。本文通过研究固溶和时效处理过程中温度的变化对TC21钛合金微观结构及力学性能的影响，为TC21钛合金通过热处理技术进行组织与性能的精细调节提供理论和实践上的参考。此项工作不仅揭示了温度调整在优化TC21钛合金性能中的重要性，同时也为后续的材料工程研究提供了数据支撑。
1、试验材料与方法
试验合金选用16mm×16mm×80mm的锻态TC21钛合金，其相变点为Ｔβ＝（９60±5）℃，化学成分如表1所示，显微组织如图1所示。
经Ｉｍａｇｅ-ＰｒｏＰｌｕS6.0测量，其中初生α相（等轴α相＋片状α相）面积分数约为46.8％。将试验合金在SＴＭ-12-12箱式电阻炉中进行热处理试验，分别经880、９00和９20℃固溶2ｈ后空冷，再分别经500、5９0和650℃时效4ｈ后空冷。将热处理试样进行研磨与抛光，制成金相试样，而后用Ｋｒｏｌｌ'S腐蚀剂进行腐蚀，清洗吹干后使用ＤＥＭ-300Ｍ型光学显微镜观察其显微组织，使用ＥＶＯＭＡ15型扫描电镜进一步观察其次生α相与断口形貌。按照GB/T228.1—2021《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》标准在S13-65481微机控制电子万能试验机上进行室温拉伸试验，拉伸试样尺寸如图2所示。
2、试验结果与讨论
2.1固溶温度对TC21钛合金组织和性能的影响
TC21钛合金的初始微观组织呈现出典型的双态特性（见图1），主要包括两类α相，即形态各异的等轴α相以及沿着β转变组织的基体分布的片状α相，这两种相的总体积占比不超过50％［16］。通过Ｉｍａｇｅ-ＰｒｏＰｌｕS6．0分析出TC21钛合金的初生α相占比约46.8％。
这样的微观结构赋予了TC21钛合金出色的综合力学性能，使其在材料工程和合金设计领域享有广泛的应用潜力。
经过固溶＋时效处理的锻造TC21钛合金，其微观结构由等轴α相和β相组成，这些等轴α相在大小、形状及占比方面展现多样性。图3和图4为固溶和固溶＋时效处理后TC21钛合金的微观组织。从图3可以看出，随着固溶温度的升高，等轴α相在形态、尺寸及占比上存在显著变化。通过Ｉｍａｇｅ-ＰｒｏＰｌｕS6.0分析得出，不同固溶＋时效处理后试样中等轴α相占比如图5所示。
可见，时效温度相同时，随着固溶温度的升高，等轴α相的占比减少，且当固溶温度接近相变点时，等轴α相会加速转变［17］。时效处理的加入对这一变化规律并无明显影响，说明等轴α相主要受固溶温度的影响。
固溶温度的变化引起试样中等轴α相的占比与尺寸的变化，而材料组织决定其性能［18］。图6为不同固溶＋时效处理后TC21钛合金的力学性能。从图6（ａ，ｂ）可以看出，固溶温度较低时（880和９00℃），TC21钛合金的屈服强度变化较小，500℃与5９0℃时效试样的抗拉强度呈减小趋势，650℃时效试样的抗拉强度有较小增长，在10MPa左右，但当固溶温度为９20℃时，屈服强度与抗拉强度都有较大的提升，与显微组织的变化相吻合。总体上来看，随着固溶温度的升高，TC21钛合金屈服强度整体上呈增大趋势，这与组织变化紧密相关。当固溶温度升高时，试样中等轴α相占比不断减少，相应的转变β组织占比就会增大，转变β组织中因时效处理析出了大量次生α相（如图7所示），产生大量的α／β相界面，而相界面能够阻碍滑移的进行，使得TC21钛合金的变形更为困难，因而随着固溶温度升高，合金强度增大。
从图6（ｃ）可以看出，TC21钛合金的断后伸长率随固溶温度的变化幅度不大，各组数据的变化趋势不一致，但整体都分布在5％～8％范围内。结合图5可以看出，当时效温度为500℃和540℃时，随着固溶温度由880℃升高至９00℃，等轴α相占比减少，但塑性反而增大。通常情况下，等轴α相含量的增加会提高钛合金的塑性，这是因为α相一般比β相更软，更容易发生塑性变形［19］，此类现象通常发生在初生等轴α相的体积分数较低时（一般低于15％～20％），钛合金塑性与等轴α相含量呈正相关；但当组织中等轴α含量较高时（一般高于15％～20％），随等轴α相含量变化，合金塑性变化受其影响较小［20-21］。
当时效温度为650℃时，随着固溶温度的提高，合金的强度相应上升，但塑性却呈现明显的下降趋势，这种现象的原因在于双相钛合金中转变β组织对强度所起的主导作用。转变β组织中的次生α相与残留的β相形成了大量的α／β相界面。在拉伸变形过程中，TC21钛合金的主要变形机制是位错滑移，而这些α／β相界面会阻碍滑移的进行，从而起到了强化合金的作用。因此，随着固溶温度的升高，这种强化效应加强，导致了合金的塑性下降。
钛合金的塑性主要受到初生等轴α相的影响。等轴α相通常具有较好的塑性变形能力，这是因为等轴α相的六方密排结构（HCP）相较于β相的体心立方结构（BCC），在室温和较低温度下能够更容易地通过滑移机制发生塑性变形。因此，组织中含有较多等轴α相的合金表现出较好的塑性［22］。在两相区温度（760～970℃）下进行固溶时，随着固溶温度的升高，合金中的初生等轴α相逐渐向β相转变，随后的时效处理主要影响次生α相，因此合金的强度总体上升，而塑性则相反，呈下降的趋势［23］。
2.2时效温度对显微组织和力学性能的影响
从图4可以看出，时效温度相对于固溶温度较低，所以在经过不同温度时效处理后，TC21钛合金的等轴α相的形态与含量在光学显微组织中变化不明显。对比图4和图7可以看出，尽管TC21钛合金在固溶温度升高下的微观结构保持稳定，但其次生α相的尺度和比例发生了显著变化。时效处理的核心目标是通过在亚稳态β相中促使次生α相的析出，以实现合金的强化，同时还需保持合金的一定塑性。因此，在选定时效温度时，既要兼顾强度与塑性的平衡，也要防止ω相的形成，因为ω相的析出虽然能强化合金，但可能会导致脆性增加。一般情况下，钛合金的时效温度范围定在400～650℃［22］。
时效对合金强化的效果通常随时效温度的升高先增后减，与此同时，塑性表现出相反的趋势。由图6（ａ，ｂ）可见，固溶温度相同时，时效处理能显著提高TC21钛合金的屈服强度和抗拉强度，这是因为时效过程中亚稳β相析出的次生α相和残留β相共同形成了以次生α相增强的残留β基体结构。随着时效温度的上升，TC21钛合金的屈服强度首先增加然后下降，而抗拉强度整体呈下降趋势。以９20℃固溶处理试样为例，在500℃时效4ｈ后，其屈服强度为1225MPa，当时效温度达到5９0℃时，屈服强度上升至最高值1237.7MPa，但进一步增至650℃时，屈服强度反而下降至1194.3MPa。产生这一现象的原因是低时效温度下次生α相以细小针状形态弥散析出，随着时效温度的升高，其弥散度和强化效果增大，但高温下针状α相的增长驱动力通过扩散作用导致相界迁移，形成较大尺寸的α相，从而降低了强化效果［23-24］。如图6（ｂ）所示，随着时效温度的升高，抗拉强度下降趋势加剧，表明次生α相的增长对抗拉强度有更明显的影响。
从图6（ｃ）可以看出，当固溶温度相同时，随着时效温度的升高，塑性在一个较小范围内变化，表现为先降低后增加的趋势，说明时效温度对TC21钛合金塑性的影响相对较小。因此，选择5９0℃作为时效温度较为合适，既能保持强化效果又能维持合适的塑性。
固溶处理使合金组织内生成亚稳β相，时效处理让亚稳相分解，生成次生α相，从而达到强化效果。
从图4可以看出，时效温度的变化对等轴α相影响较小，但通过图7可以看出，β相中有次生α相析出。当时效温度为500℃时，此时温度相对较低，次生α相在β基体上的析出相对较少，尺寸较细小（见7（ａ））；随着时效温度的升高，次生α相析出较快，并不断长大，发生粗化。当温度升高到5９0℃时，次生α相的弥散程度增大，但长大不明显（见7（ｂ）），随着时效温度升高到650℃，次生α相明显长大（见图7（ｃ））。
结合图6与图7可以看出，当时效温度从500℃上升到5９0℃时，TC21钛合金的屈服强度增大，断后伸长率变化不明显，说明次生α相的弥散程度增大对其屈服强度有明显影响，但对塑性影响不大。当时效温度从5９0℃升至650℃后，次生α相明显粗化，屈服强度随之下降，断后伸长率增大，这说明随着次生α相的粗化，TC21钛合金的塑性增大，屈服强度减小。
试验表明，时效温度对TC21钛合金中初生α相的影响较小，但对次生α相有显著影响，在合适的温度区间内升高时效温度，可起到增大次生α相弥散度进而增大合金强度而不影响塑性的作用。但当时效温度过高时，次生α相粗大且形核率低，使钛合金的强度降低，塑性增大，所以需要选择合适的时效温度，结合显微组织与力学性能综合分析，时效温度选择5９0℃较为合理。
2.3拉伸断口SＥＭ分析
为研究不同热处理工艺所得TC21钛合金的断裂机理，对其拉伸断口进行SＥＭ分析，断口形貌如图8所示。当时效温度为5９0℃时，TC21钛合金的宏观断口呈暗灰色，没有金属光泽且都有明显的颈缩现象，断面与拉伸方向呈45°角，有较宽的剪切唇如图8（ａ～ｃ）所示。从图8（ｄ～ｆ）的微观断口可以看出，试样拉伸断口形貌大体一致，都为等轴状韧窝形貌，均为韧性断裂，主要断裂方式表现为微孔聚集断裂。对比图8（ｄ～ｆ）可以看出，不同固溶温度下拉伸断口的韧窝大小相似，但９00℃固溶试样的韧窝稍浅，其形貌演变规律与图6（ｃ）伸长率变化规律相符，不同固溶温度下经5９0℃时效4ｈ试样的塑性变化不大，其中９00℃固溶试样韧性最差。
当固溶温度为９20℃时，不同时效温度下TC21钛合金的拉伸断口的宏观形貌与微观形貌相似，也均为韧性断裂。对比图8（ｆ，ｉ，ｇ）可以发现，试样拉伸断口的韧窝大小与深度基本相似，说明时效温度对TC21钛合金塑性的影响微乎其微。650℃时效试样的韧窝尺寸要比500和5９0℃时效试样稍大，且更深一些，说明650℃时效4ｈ的试样塑性相对较好，与前文数据相吻合。
TC21钛合金的韧性变化不显著的原因在于：试样均经过同一温度固溶，时效温度对TC21钛合金中等轴α相的形状和比例产生的影响相对较小。在合金经历塑性变形的过程中，应力倾向于在等轴α相与β相基体之间的界面集中，这种现象可能促使α／β界面处生成细小的孔隙［25］。所以当等轴α相含量大致相同的情况下，合金拉伸时产生的微孔机率也大致相同，这就造成经过同一温度固溶处理，但时效温度不同的3个试样的塑性变化不大，断口形貌之间没有明显变化。
3、结论
1）固溶温度对TC21钛合金的初生α相有较大影响。当固溶温度为880～９20℃时，随着固溶温度的升高，TC21钛合金的显微组织中初生α相占比不断减少。随着固溶温度接近相变点，α→β转变更快。
2）时效温度主要影响TC21钛合金次生α相的含量和形态。在同一固溶温度下（880～９20℃），随着时效温度的升高（500～650℃），次生α相析出加快，发生长大和粗化。经过相同温度固溶处理后，5９0℃时效4ｈ能得到比较细小致密的次生α相。
3）初生α相对TC21钛合金的塑性有较大影响，次生α相主要影响TC21钛合金的强度。
4）经９20℃×2ｈ固溶＋5９0℃×4ｈ时效处理后，锻态TC21钛合金具有优良的综合力学性能，屈服强度为1237.7MPa，抗拉强度为1322.0MPa，断后伸长率为5.75％。
参考文献：
［1］赵永庆，葛鹏，辛社伟.近五年钛合金材料研发进展［Ｊ］.中国材料进展，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］张利军，田军强，周中波，等.热处理制度对TC21钛合金锻件组织及力学性能的影响［Ｊ］.中国材料进展，200９，28（S2）：84-87．
ＺｈａｎｇＬｉｊｕｎ，TiａｎＪｕｎｑｉａｎｇ，ＺｈｏｕＺｈｏｎｇｂｏ，ｅｔAl.ＥｆｆｅｃｔSｏｆｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｏｎｍｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅSａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃAlｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅSｏｆTC21TiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙｆｏｒｇｉｎｇS［Ｊ］.ＭａｔｅｒｉAlSＣｈｉｎａ，200９，28（S2）：84-87．
［4］赵彦蕾，李伯龙，朱知寿，等.热处理温度对TC21钛合金微观组织的影响［Ｊ］.材料热处理学报，2011，32（1）：14-18．
ＺｈａｏＹａｎｌｅｉ，ＬｉＢｏｌｏｎｇ，ＺｈｕＺｈｉSｈｏｕ，ｅｔAl.ＥｆｆｅｃｔｏｆｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｏｎｍｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆTC21TiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙ［Ｊ］.ＴｒａｎSａｃTiｏｎSｏｆＭａｔｅｒｉAlSａｎｄＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔ，2011，32（1）：14-18．
［5］胡生双，孟晓川，王清，等.双重退火工艺对TC21钛合金力学性能和断口形貌的影响［Ｊ］.金属热处理，2020，45（5）：110-114．
ＨｕSｈｅｎｇSｈｕａｎｇ，ＭｅｎｇＸｉａｏｃｈｕａｎ，ＷａｎｇＱｉｎｇ，ｅｔAl.ＥｆｆｅｃｔｏｆｄｏｕｂｌｅａｎｎｅAlｉｎｇｐｒｏｃｅSSｏｎｍｅｃｈａｎｉｃAlｐｒｏｐｅｒTiｅSａｎｄｆｒａｃｔｕｒｅMoｒｐｈｏｌｏｇｙｏｆTC21TiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙ［Ｊ］.ＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔｏｆＭｅｔAlS，2020，45（5）：110-114．
［6］胡志杰，冯军宁，马忠贤，等.我国钛及钛合金热处理标准现状［Ｊ］.金属热处理，2021，46（3）：243-246．
ＨｕＺｈｉｊｉｅ，ＦｅｎｇＪｕｎｎｉｎｇ，ＭａＺｈｏｎｇｘｉａｎ，ｅｔAl.ＣｕｒｒｅｎｔSｔａｔｕSｏｆｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔSｔａｎｄａｒｄSｆｏｒTiｔａｎｉｕｍａｎｄTiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙS［Ｊ］.ＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔｏｆＭｅｔAlS，2021，46（3）：243-246．
［7］李佳潼，刘冉，朱远志，等.ＴＣ18钛合金热处理过程中α相的等轴化行为［Ｊ］.金属热处理，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，刘云，刘翔，等.热处理工艺对钛合金油管组织与力学性能的影响［Ｊ］.热加工工艺，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钛合金工艺优化及组织性能关系研究［Ｄ］.西安：西北工业大学，2016：5-6．
［17］汪冠玺.热处理对TC21钛合金组织和性能的影响［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］.ＪｏｕｒｎAlｏｆAlｌｏｙSａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄS，2017，724：112-120．
［19］雷鹏.ＴＣ16钛合金热处理工艺对微观组织演变及力学性能的影响［Ｄ］.长春：吉林大学，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］张民.热处理对TC21钛合金组织和性能的影响［Ｄ］.西安：西北工业大学，2004．
［23］唐斌，王义红，寇宏超，等.TC21合金低温时效过程中的马氏体分解机制［Ｊ］.材料热处理学报，2012，33（1）：4９-53．
ＴａｎｇＢｉｎ，ＷａｎｇＹｉｈｏｎｇ，ＫｏｕＨｏｎｇｃｈａｏｅｔAl．ＭｅｃｈａｎｉSｍｏｆｍａｒｔｅｎSｉｔｅｄｅｃｏｍｐｏSｉTiｏｎｄｕｒｉｎｇｌｏｗｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｇｅｉｎｇｐｒｏｃｅSSｆｏｒTC21Alｌｏｙ［Ｊ］.ＴｒａｎSａｃTiｏｎSｏｆＭａｔｅｒｉAlSａｎｄＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔ，2012，33（1）：4９-53．
［24］朱宝辉，曾卫东，陈林，等.固溶时效工艺对Ti-6Al-6Ｖ-2Sn钛合金棒材组织及性能的影响［Ｊ］.中国有色金属学报，2018，28（4）：677-684．
ＺｈｕＢａｏｈｕｉ，ＺｅｎｇＷｅｉｄｏｎｇ，ＣｈｅｎＬｉｎ，ｅｔAl.ＩｎｆｌｕｅｎｃｅSｏｆSｏｌｕTiｏｎａｎｄａｇｉｎｇｔｒｅａｔｍｅｎｔｐｒｏｃｅSSｏｎｍｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃAlｐｒｏｐｅｒTiｅSｏｆTi-6Ａ-6Ｖ-2SnTiｔａｎｉｕｍAlｌｏｙｒｏｄS［Ｊ］．ＴｈｅＣｈｉｎｅSｅＪｏｕｒｎAlｏｆＮｏｎｆｅｒｒｏｕSＭｅｔAlS，2018，28（4）：677-684．
［25］ＴｅｒｌｉｎｄｅＧＴ，ＤｕｅｒｉｇＴＷ，ＷｉｌｌｉａｍSＪＣ.ＭｉCrｏSｔｒｕｃｔｕｒｅ，ｔｅｎSｉｌｅｄｅｆｏｒｍａTiｏｎ，ａｎｄｆｒａｃｔｕｒｅｉｎａｇｅｄTi10Ｖ-2Ｆｅ-3Al［Ｊ］.ＭｅｔAlｌｕｒｇｉｃAlａｎｄＭａｔｅｒｉAlSＴｒａｎSａｃTiｏｎSＡ，1９83，14（10）：2101-2115．
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