鈦合金具有比強度高、耐腐蝕性好、可焊性強等特點，在航空航天、醫療衛生等領域中得到廣泛應用[1-3]。在化學成分及制備工藝、加工成型條件一定的情況下，合金的組織結構通常取決于熱處理工藝[4-5]。不同的熱處理條件下，合金具有不同的微觀結構，因此 ，制定合理的熱處理工藝，研究其組織形貌和性能間的關系、有效地將合金組織結構調控到合理的狀態 ，是拓寬合金應用范圍、降低成本的主要方法。TA17鈦合 金 是 源 于 前 蘇 聯 ⅡT-3B 的 近α型鈦合金 ，為典型的三元合金，經過退火后，除 大量α相以外 ，還有少量（1-% 以下）β相形成，β相彌散分布在α基體中，形成的a/β相界面能夠阻礙位錯運動，提升了合金的強度和硬度[6-7]。
本文對比研究了不同退火溫度和冷卻速率對TA17鈦合金的微觀組織和力學性能的影響，同時分析了其在拉伸過程中的斷裂類型。通過調整熱處理工藝，獲得了具有良好強度與塑性匹配的TA17合金 ，為實際生產應用提供一定的理論指導。
1、試驗材料與研究方法
試驗使用的TA17鈦合金名義化學成分為Ti-4Al-2V-0.1Fe,實測化學成分見表1。試驗所使用的鈦合金坯料為經過擠壓成型的圓柱形棒料，使用線切割加工，將坯料加工成如圖1 所示的拉伸試樣，以及10mm×l0 mm×2mm的組織試樣。
使 用 沈陽科晶KSL-1200X 箱式電阻爐進行退火處理，退火溫度分別選擇820°C 和 910°C ，冷卻方式采用水冷、空冷和爐冷，具體退火工藝及試樣編號如表2所示。采用德國蔡司Axiouert4 0 型金相顯微鏡觀察退火前后合金的微觀組織形貌。在室溫環境,使用Instron電子萬能拉伸試驗機進行拉伸試驗，并使用美國FEIQUANTAFEG650型掃描電鏡觀察合金的拉伸斷口形貌。利用HXD-1000T 型數字式顯微硬度計測試退火前后鈦合金的維氏硬度。
2、試 驗 結 果 及 分 析
2 . 1 退火工藝對TA1 7 鈦合金微觀組織的影響
圖 2 為 TA17鈦合金經不同退火工藝處理后的微觀組織形貌。擠壓態合金為熱擠壓棒材，在熱與應力的共同作用下，合金發生顯著的動態再結晶現象,形成了細小的針片狀α型以及晶間β相（圖 2 ( a ) ) 。經 過 820°C退火處理，變形態合金內部儲存的畸變能釋放，形成顯著的再結晶組織。由于TA17合金中(3相穩定元素較少，在冷卻過程中β相在室溫無法
完全保留，α型發生擴散相變，形成均勻分布的α型和等軸β相。對 比 820°C退火經3 種不同冷卻方式的組織試樣，可以觀察到等軸組織的細化現象，表明隨著冷卻速率的降低（水冷-空冷-爐冷），合金元素在溶質的擴散能力增加，形成更加彌散分布的等軸β相。而當退火溫度為9 KTC時，微觀組織由板條狀α型和晶間β相組成，說明較高的退火溫度有利于近 a 鈦合金在室溫保留β相。但經過退火，針片狀a 尺寸顯著增大，且 β相的體積分數也明顯提高。并且 在 910°C退 火 /水冷時，除了片狀α型，還有等軸的初生α型產生，形成了明顯的雙態組織（圖 2(e ))。當采用爐冷時，冷卻速度較慢，α型在冷卻過程中緩慢析出，組織較為粗大，形成板條狀α型和晶間β相 。
2 . 2 退火工藝對TA1 7 鈦合金力學性能的影響
表 3 為 TA17鈦合金經不同退火工藝處理前后拉伸力學性能的對比。由于擠壓態合金為熱擠壓狀態 ，在熱變形過程中發生動態再結晶，形成細小的微觀組織，有利于提高合金的力學性能，因此，擠壓態合金具有8.9%伸長率的同時還保留了較高的強度。經 820 °C退火處理后，合金組織為α基體與等軸β相的結構，因此導致合金強度與塑性發生了不同程度的下降。通過觀察可以發現在82(TC退火的合金，當冷卻速度較慢時(爐冷），合金強度高于擠壓態，為1046.8MPa, 表明均勻彌散分布的析出相有利于合金強度提升，其綜合力學性能較好。相比而言，910°C退火的合金具有較高的強度，這種現象的原因是HCP結 構 的 α型 與 B C C 結 構 的 (3相相間分布，形成大量α/β相界面，在變形過程中抑制位錯運動，能夠顯著提升合金的強度。值得注意的是，等軸組織與板條組織形成的雙態組織具有更高的強度'在本研究中，910°C退 火 /水冷的合金，具有1117.8MPa的極限抗拉強度，但伸長率較低，表明a 基體中等軸β相有利于提高合金塑性，而板條β相有利于提高其強度。
圖 3 為不同狀態合金經過室溫拉伸測試的斷口形貌。可以發現TA17合金斷裂后斷口表面形成了大量細小的靭窩，表明合金發生了明顯的靭性斷裂。
對于鈦合金而言，斷口中韌窩尺寸越小，韌窩越深，表明其靭性斷裂的趨勢越明顯。圖 3(a)中擠壓態合金的韌窩具有細小且深的特點，因此其伸長率較高。而 圖 3 (d) 中 910°C 退火/爐冷的斷口韌窩較大且淺 ，脆性斷裂傾向增加，反映出其塑性較低。
合金在拉伸應力作用下，首先發生的是彈性變形。當應力大于合金的彈性極限，合金進人塑性變形階段，此時產生微小的孔洞，位于合金內部以及試樣應力較為集中的部位，該過程為微孔形核。隨著拉伸應力逐漸增大，微孔發生聚集、長大 ，并且拉伸試樣發生一定的頸縮。最后，當拉伸應力達到合金的強度極限時，試樣發生斷裂。斷裂過程中，最后斷裂的部分將承擔較大應力，韌窩通常產生在該部位。圖 4為 TA17鈦合金微孔聚集型斷裂的示意圖。
圖 5 為經不同退火工藝處理后的TA17鈦合金顯微硬度統計圖。經820 °C 退火/水冷和退火/空冷處理后，合金顯微硬度較擠壓態有所降低，分別為306.62和 304.55HV。但爐冷處理后的顯微硬度有所提升，為 347.81 HV。在實際應用過程中，鈦合金的硬度是非常重要指標，在相同的條件下，β相的硬度要高 于 α型 ' 對近α鈦合金硬度影響最關鍵的因素是組織中β相的含量。910°C 退 火 /水冷合金組織 中 β相含量最多（圖 2)，因此，這個狀態下合金的硬度也最高。合金的顯微硬度與合金的強度具有一定的相關性，許多研究都可以觀察到類似的現象[10]。實際生產中經常通過硬度來估算合金的強度[11]。
3、結論
( 1 )擠壓態TA17鈦合金組織由針狀α相和晶間β相組成。經 820°C 退火處理合金發生再結晶，組織為等軸β相 和 α型基體，其中爐冷處理后的β相尺寸細小且分布均勻。經 910°C 退火處理合金形成板條狀α型和晶 間 β相組織，爐冷處理后的組織較為粗大。
( 2 )擠 壓 態 TA1 7 鈦 合 金 抗 拉 強 度 為 1045.1MPa。經退火處理后，合金在擠壓過程中產生的殘余應力得到釋放，合金的力學性能有所改善，其 中 820°C / 爐 冷 和 910°C / 水冷處理后的抗拉強度分別為1046.8和 1117.8MPa。但 經 910°C 退火處理合金晶粒尺寸較大，塑性明顯降低，因此，經 820°C/爐冷處理后，合金的綜合力學性能較好。
( 3 ) 擠 壓態 TA17鈦合金的顯微硬度為333.55HV。經 820 °C 退火（爐冷）處理后，合金顯微硬度較擠 壓態、空冷和水冷處理有所提高，為 347.81 HV。
該退火工藝處理后的合金組織晶粒細小，抗拉強度有所提高。
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