Ti31合金是西北有色金屬研究院在“七五”和“八五”攻關期間設計研制的一種近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性能以及熱穩定性，在高溫高壓水中耐腐蝕，可長時間工作在300~400℃的高溫環境里。本文分別研究分析了不同熱處理制度下Ti31鈦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有限責任公司生產的Ti31鈦鍛件，該合金經3次VAR熔煉， 并通過多火次鐓拔成型，其實測化學成分為Ti-2.90Al-1.06Mo-0.54Ni-1.68Zr(質量分數，%)，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-B鈦合金高低倍檢驗組織方法》標準要求進行，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、試驗結果及討論

2.1未經熱處理的鍛態組織

Ti31合金原始鍛態顯微組織見圖1。從圖中可可以看出，未經熱處理時α晶粒為扭折狀組織，β轉變體含量很少。

2.2 熱處理對Ti31合金顯微組織的影響

Ti31合金試樣經第一階段退火處理，退火態顯微組織見圖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片層形態上均有所差異。經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生了一定程度的長大。

2.3 熱處理對Ti31合金力學性能的影響

分別選用3種不同熱熱處理制度下(H1(800℃x1h/AC)、H4(920℃x1h/AC)和H5(920℃x1h/AC+800℃x1h/AC))的Ti31合金，分別進行室溫拉伸和室溫沖擊試驗，其性能數據如表2所示。

從表2可以看出，當退火溫度由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，提升了塑性變形協調能力，使得材料的強韌性得以上升。另外，相比單重退火處理，經過雙重熱處理之后的合金強度有略微的下降，而塑、韌性有所上升，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生粗化，導致強度略 微下降；另一方面是由于次生α片層的增厚，導致合金在受到沖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。經過920℃x1h/AC+800Cx1h/AC熱處理后的Ti31合金具有最優異的綜合力學性能。

3、結論

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，相比于單重熱處理制度，雙重熱處理后的初生α相以及次生α片層會發生輕微的長大。

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，經過920℃x1h/AC+800℃x1h/AC熱處理后的Ti31合金具有最優異的綜合力學性能。

參考文獻

[1] 丁惠麟，金榮芳.機械零件缺陷、失效分析與實例[M].北京：化學工業出版社，2013.

[2] 趙佳奇，王井偉，等.汽車前軸斷裂失效分析[J].熱加工工藝，2010，39(14):185-187.

[3] 李偉，陳文琳，吳躍，等.40Cr商用車前軸早期斷裂失效分析[J].塑形工程學報，2014，21 (5)：88-92.

[4] 石祝竹，莫煜.掃描電鏡(SEM)在失效分析中的應用[J].裝備制造技術，2011(11):142-144.

[5] 崔崑.鋼鐵材料及有色金屬材料[M].北京：機械工業出版社，1985.