Ti31合金是西北有色金屬研究院在“七五”和“八五”攻關(guān)期間設(shè)計研制的一種近α型中強、高塑、可焊、耐蝕的鈦合金。該合金具有良好的綜合力學(xué)性能以及熱穩(wěn)定性，在高溫高壓水中耐腐蝕，可長時間工作在300～400℃的高溫環(huán)境里[1-3]。本文分別研究分析了不同熱處理制度下Ti31合金的顯微組織形貌，并通過選用合適的熱處理制度進一步分析了組織形貌對合金室溫拉伸以及沖擊性能的影響。

1、試驗材料與方法

試驗用材料為西部鈦業(yè)有限責(zé)任公司生產(chǎn)的Ti31鈦鍛件，該合金經(jīng)3次VAR熔煉，并通過多火次鐓拔成型，其實測化學(xué)成分為Ti-2.90Al-1.06Mo-0.54Ni-1.68Zr（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%），相變點為935～940℃。對該批次鍛件進行不同制度的熱處理，并進行顯微組織觀察，再分別進行室溫拉伸、沖擊性能測試，具體的熱處理方案詳見表1。其中金相組織按照GB/T5168-2008《α-β鈦合金高低倍檢驗組織方法》標(biāo)準(zhǔn)要求進行，室溫拉伸按照GB/T228-2002《金屬材料室溫拉伸試驗方法》進行，室溫沖擊按照HB5144-1996《金屬室溫沖擊試驗方法》進行，采用V型缺口。

2、試驗結(jié)果及討論

2.1未經(jīng)熱處理的鍛態(tài)組織

Ti31合金原始鍛態(tài)顯微組織見圖1。從圖中可以看出，未經(jīng)熱處理時α晶粒為扭折狀的長條組織，β轉(zhuǎn)變體含量很少。

2.2熱處理對Ti31合金顯微組織的影響

Ti31合金試樣經(jīng)第一階段退火處理，退火態(tài)顯微組織見圖2。由圖2可以看出：不同熱處理制度下的合金顯微組織在初生α相含量、大小以及次生α片層形態(tài)上均有所差異。經(jīng)H1熱處理的Ti31合金，具有粗大的“花生狀”α晶粒。隨著退火溫度的上升，α相穩(wěn)定性降低并開始逐漸溶解，使得室溫組織初生α相含量、α晶粒尺寸明顯下降。同時由于初生α相含量減少，晶粒間距增大，在冷卻過程中次生α相得以長大，使得次生α片層長寬比隨著退火溫度的升高而增加。與單重1階段熱處理相比，經(jīng)雙重兩階段熱處理之后初生α相明顯長大并伴隨著次生α片層的略微增厚，其主要原因是在第二階段熱處理過程中，α相通過元素擴散作用發(fā)生了一定程度的長大。

2.3熱處理對Ti31合金力學(xué)性能的影響

分別選用3種不同熱處理制度下（H1（800℃×1h/AC）、H4（920℃×1h/AC）和H5（920℃×1h/AC+800℃×1h/AC））的Ti31合金，分別進行室溫拉伸和室溫沖擊試驗，其性能數(shù)據(jù)如表2所示。從表2可以看出，當(dāng)退火溫度由890℃上升至920℃時，合金的屈服強度提升了約30MPa，提高了合金的屈強比，并伴隨塑性、沖擊吸收功的上升，而合金的抗拉強度基本保持不變。這是由于隨著退火溫度的升高，原先粗大的初生α相溶解、斷開，降低了位錯滑移距離，提升了塑性變形協(xié)調(diào)能力，使得材料的強韌性得以上升。另外，相比單重退火處理，經(jīng)過雙重?zé)崽幚碇蟮暮辖饛姸扔新晕⒌南陆担堋㈨g性有所上升，尤其是沖擊吸收功的提升幅度最為明顯。一方面是由于在雙重退火條件下晶粒發(fā)生粗化，導(dǎo)致強度略微下降；另一方面是由于次生α片層的增厚，導(dǎo)致合金在受到?jīng)_擊載荷時抵抗裂紋擴展的能力得到增強，使得合金的沖擊吸收功得到明顯的提升。經(jīng)過920℃×1h/AC+800℃×1h/AC熱處理后的Ti31合金具有最優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。

3、結(jié)論

（1）隨著退火溫度的升高，Ti31合金顯微組織初生α相含量、尺寸逐漸減小，次生α片層長寬比增加，相比于單重?zé)崽幚碇贫龋p重?zé)崽幚砗蟮某跎料嘁约按紊疗瑢訒l(fā)生輕微的長大。

（2）退火溫度的上升有利于提升合金的屈強比、塑性和沖擊韌性，經(jīng)過920℃×1h/AC+800℃×1h/AC熱處理后的Ti31合金具有最優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。

參考文獻:

[1]趙永慶，常輝，李佐臣，等．西北有色院創(chuàng)新研制的船用鈦合金[J]．鈦工業(yè)進展，2003，20(6)：12-16．

[2]胡耀君．船用Ti-31合金的研究及工程應(yīng)用[J]．鈦工業(yè)進展，1998，15(3)：22-24．

[3]胡耀君．Ti-31合金在核動力裝置上應(yīng)用獲得成功[J]．鈦工業(yè)進展，1997，14(1)：29-32．