亞穩 β型鈦合金指合金中所含 β穩定化元素的量達到使馬氏體轉變點降至室溫以下而又不足以使β轉 變點低于室溫的合金［1-3］ ， 這類合金具有很高的熱處理強化效應、 深的淬透性能、 良好的冷熱加工 性能及優良的斷裂韌性等諸多優點， 通過固溶和時效熱處理可以獲得較高的強度并且保持良好的塑韌性匹 配， 從而受到廣泛關注［4-7］ 。 亞穩β型鈦合金不僅是新型航空用鈦合金開發和應用的重點方向之一， 更是國內外優先發展的新型軍用先進結構材料， 尤其是飛機接頭類零件、 框梁類零件及緊固件等重要承力 構件的理想候選材料， 在新型航空航天飛行器的設計中越來越受到設計師的青睞［8-9］ ， 采用重量輕、 比強度高的亞穩β型鈦合金代替高強度結構鋼材料， 其結構減重可達20%~40%， 如獲得成熟應用的B- 120VCA鈦合金［10］ 、 β-21S鈦合金［11］ 、 BT22鈦合金 ［12］ 、 Ti-B19鈦合金 ［13］ 等， 其應 用比例和應用領域均呈現不斷增加的趨勢。

鈦及鈦合金的固態相變具有多樣性和復雜性的特點， 在鈦合金材料成分、 工藝、 組織和性能4要素的 相互關系中， 化學成分決定著合金的類型，工藝決定著顯微組織類型， 而顯微組織類型對合金力學性能具 有重要影響。 在鈦合金成分確定的情況下， 通過調整其顯微組織類型， 可以在一定范圍內調整鈦合金制 件的顯微組織參數， 實現強度-塑性-韌性和疲勞等力學性能的綜合匹配［14-18］ ， 因此， 鈦合金材料 的組織類型與力學性能的關系研究具有重要的實際意義。

TB17鈦合金是中國航發北京航空材料研究院研制的一種具有自主知識產權的飛機結構用新型超高強韌鈦 合金［19-21］ ， 通過調整熱工藝參數， 可以獲得優異的強度-塑性-韌性匹配。 本文對比研究了不同顯 微組織類型（雙態組織、 網籃組織與片層組織）對TB17鈦合金固溶態和固溶時效態的相組成、顯微組織、 室溫拉伸性能和斷裂韌度的影響， 以期為其工程化應用和選材提供數據支撐。

1 、實 驗

原材料為經過三次真空自耗電弧熔煉后的TB17 鈦合金鑄錠， 其名義成分為 Ti-6.5Mo-2.5Cr-2V-2Nb- 1Sn-1Zr-4Al。 鑄錠經單相區高溫開坯鍛造、 兩相區反復墩拔鍛造后得到Φ210 mm的棒材，隨后分別通過 兩相區鍛造和準β鍛造獲得尺寸為120 mm×350 mm×600 mm的鍛坯， 其顯微組織如圖1所示。 采用金相法 測得該合金相變點在848 ℃附近。

采用線切割的方法從TB17鈦合金鍛坯上截取滿足顯微組織分析、 拉伸性能和斷裂韌度（T-L向）測試所 需的試樣尺寸， 隨后將從經過兩相區鍛造的鍛坯上截取的試樣分別放入馬弗爐（±3 ℃）中進行兩相區熱 處理和β熱處理， 獲得具有雙態組織和片層組織特征的試樣； 將從經過準β鍛造的鍛坯上截取的試樣放入 馬弗爐（±3 ℃）中進行兩相區熱處理， 獲得具有網籃組織特征的試樣， 其中兩相區固溶的溫度均為相變 點（T β ）以下 25 ℃， β熱處理固溶的溫度為相變點以上 30 ℃， 時效溫度均為580 ℃， 冷卻方式均 為空冷（AC）， 不同顯微組織特征的工藝過程如表1所示。

顯微組織分析試樣經過磨制、 自動電拋、 腐蝕制成， 采用的腐蝕液配比為V（HF）∶V（HNO ₃ ）∶V（H ₂ O）=10∶7∶83（V為體積）， 采用Sigma 300 場發射掃描電子顯微鏡（SEM）進行顯微組織觀察； 利用線切割切取厚度為500 μm的薄片， 先用砂紙將試樣打磨至 50 μm左右， 然后在試樣上沖一個直徑為3 mm的圓片， 隨后將圓片放入Kroll溶液中在-23 ℃進行雙噴減 薄。 減薄儀器為 Denmark Struers A/S， Kroll溶液配比為V（HClO ₄ ）∶V（C ₄ H ₉ OH）∶V（CH ₃ OH）=1∶7∶12， 采用 Tecnai G2 F20 透射電子顯 微鏡（TEM）對減薄樣品進行顯微組織觀察。 在INSTRON 5887 拉伸試驗機上進行室溫拉伸性能試驗， 采用 工作區直徑為5 mm的R7圓棒形標準試樣， 按GB/T 228.1標準進行測試； 在 MTS 810 液壓伺服疲勞試驗機 上進行斷裂韌度試驗， 用厚度為 25 mm的標準試樣， 按GB/T 4161標準測試； 采用D/Max 2500型X射線衍 射儀（XRD）測定合金的相組成， X射線輻射源為Cu靶的Kα射線， 電壓為40 kV， 工作電流為100 μA； 顯微組織定量分析在Image-pro Plus 6.0圖像分析軟件上進行； 斷裂韌度試驗完成后， 采用SEM對斷裂韌 度斷口進行觀察和斷裂機制分析。

2、 結果與討論

2.1　固溶狀態下不同顯微組織類型的力學性能

2.1.1　固溶狀態下的顯微組織特征　

TB17鈦合金經固溶處理后， 不同顯微組織特征的顯微組織SEM圖像如圖2所示。 可以看出， TB17鈦合 金經兩相區鍛造+兩相區固溶后的顯微組織為雙態組織（圖2（a））， 其顯微組織由β轉變基體上分布著不 連續的初生α相組成， 沒有明顯的晶界產生。 其初生α相的形態主要以等軸狀為主， 同時存在少量的粗 片狀， 含量約為6.08%。 當TB17鈦合金經兩相區鍛造+β相區固溶后的顯微組織為單一β相組織（圖2（b） ）， 由于固溶溫度處于β單相區， 因此形成了完整的β晶粒， 晶界明顯、 晶內干凈， 為β單相組織（ 圖3）， 未發現其他析出相存在。 因此， 當TB17鈦合金經β單相區固溶， 在空冷的條件下， 基本無馬氏 體α"相或次生α相產生。 當TB17鈦合金經準β鍛造+兩相區固溶后的顯微組織為網籃組織（圖2（c） ）， 其顯微組織由殘余β相以及其上分布的尺寸不一、 相互交織的粗片層狀α相組成， 其含量約為8.18% ， 片層厚度為0.2~0.3 μm。

2.1.2　固溶狀態下的相組成　

TB17鈦合金不同固溶處理后不同顯微組織特征的XRD圖譜如圖4所示。 可以看出， TB17鈦合金不同顯微 組織特征的相組成相差不大， 主要由 β 相和 α 相組成， 無β→ω 相變和 β→α″等非平衡相變發生 ， 這說明TB17鈦合金作為一種亞穩 β型鈦合金， 其所含 β穩定化元素的量可以使馬氏體轉變點降至室溫 以下， 同時采用空冷的冷卻方式從β單相區固溶處理后， 無淬火ω相析出。 當TB17鈦合金經兩相區鍛造+ β相區固溶后， 其β相的衍射峰的相對強度較強， 幾乎看不到α相衍射峰的存在， 這與顯微組織特征相 一致（圖2（b）和圖3）； 當TB17鈦合金經兩相區鍛造+兩相區固溶后， 由于少量初生α相的存在， 其相 組成由β相和α相組成， 且β相的衍射峰相對減弱， 其 α 相衍射峰主要存在于 35°~45°之間。 當TB17鈦合金經準β鍛造+兩相區固溶后， 由于相對較多粗片層狀α相的存在， 其α相的衍射峰 的相對強度不僅變強， 且位置增多， 這與顯微組織中存在的α相含量相一致。

2.1.3　固溶狀態下的室溫拉伸性能　

TB17鈦合金經固溶處理后， 不同顯微組織特征的室溫拉伸性能如表 2所示， 其工程應力-應變曲線如 圖 5所示。 結合TB17鈦合金固溶狀態下不同顯微組織特征（圖2）和相組成（圖4）， 其顯微組織僅由α相 和殘余β相組成， 不存在ω相、 α″相等非平衡相， 因此， α相的形貌和含量是影響其拉伸性能的主要 因素。 由于存在著等軸狀初生α相（等軸組織）或粗片層狀α相（網籃組織）， 增加了α/β相界面， 當 TB17鈦合金在進行塑性變形時， 位錯在滑移系運動時受到的阻力明顯增加［22］ ， 且阻礙作用隨著α相 體積分數的增加而增大， 因此合金的拉伸強度獲得提高。 由表2可知， 具有雙態組織特征的TB17鈦合金的 抗拉強度（R m ）和屈服強度（R p0.2 ）分別為883 MPa和791 MPa， 具有網籃組織特征的 TB17鈦合金的 抗拉強度和屈服強度分別為 891 MPa和803 MPa，同時由于網籃組織的α相含量略高于雙態組織， 因此獲得 了較高的抗拉強度和屈服強度。 由于沒有α相的存在， 具有單一β相組織的TB17鈦合金的抗拉強度和屈服強度分別為792 MPa和734 MPa， 明顯低于存在等軸狀初生α相或粗片層狀α相的抗拉強度和屈服強度。

在拉伸塑性方面， 由于在固溶冷卻過程中保留了大量的殘余β相， 因此TB17鈦合金在固溶狀態下具有 較高的延伸率（A）和斷面收縮率（Z）， 這是由于β相作為體心立方晶格結構（理論上有12個滑移系）的 滑移系遠高于α相的密排六方晶體結構（3個滑移系）， 因此從能量的角度來說， 高度密排的晶面和晶向 最有利于塑性變形中的位錯運動，在宏觀上表現為β相的存在有利于塑性的提高。 同時， 等軸狀α相的塑 性變形能力要強于粗片層狀的α相， 即使在含量相同的情況下， 具有等軸狀α相的雙態組織的拉伸塑性也 要高于具有粗片層狀 α相的網籃組織， 因此， 具有相對較少初生α相的雙態組織的拉伸塑性明顯高于網 籃組織。 由表 2可知， 由于固溶冷卻過程中沒有α相的析出， 具有單一β相組織的TB17鈦合金具有最高 的拉伸塑性，其延伸率和斷面收縮率分別高達19.6%和60.5%，而具有雙態組織和網籃組織的TB17鈦合金中分 別存在著少量的等軸狀初生α相和粗片層狀α相， 其延伸率和斷面收縮率迅速下降， 尤其是網籃組織，延 伸率和斷面收縮率分別為 7.3% 和 15.7%， 分別降低了62.8%和74.0%。

2.2　固溶時效狀態下不同顯微組織類型的力學性能

2.2.1　固溶時效狀態下的顯微組織特征　 

TB17鈦合金經固溶時效處理后， 不同顯微組織特征的顯微組織如圖6所示。 可以看出， TB17鈦合金經 固溶時效后， 過飽和固溶體在等溫時效過程中會發生分解， 由殘余β相基體上均析出穩定的細片層狀時效 α相。 但由于采用的鍛造工藝和熱處理工藝各不相同， 因此呈現出不同的顯微組織特征。 TB17鈦合金經 兩相區鍛造+兩相區熱處理后的顯微組織為雙態組織（圖6（a））， 其顯微組織由β轉變基體上分布著顆粒狀初生α相和彌散分布的細片層狀時效α相組成， 其片層α相長度長短不一， 跨度比較大， 主要集中在0.3~1.5 μm， 但針狀片層厚度僅為20~50 nm， 以大約60°的夾角交叉分布； TB17鈦合金經兩相區鍛造+β相區固溶后的顯微組織為典型的片層組織（圖6（b））， 由于缺少初生α相的釘扎阻礙作用， 次生 α相析出長大為細長狀的片層組織， 同時沿著晶界α相析出了整齊平直排列的α集束。 因此其顯微組織由β轉變基體上分布著晶界α相、 細片層α集束和細片層晶內α相組成， 其α集束長度為1.5~3.0 μm， 晶內α相長度為0.6~1.2 μm，片層厚度相差不大， 均為30~80 nm， 略寬于雙態組織， α集束以平行排列， 晶內約60°或60°~90°的夾角交叉分布。 TB17鈦合金經準β鍛造+兩相區熱處理后的顯微組織為網籃組織（圖6（c））， 其顯微組織由β轉變基體上分布著粗片狀初生 α相和彌散分布的細片層狀α相組成， 相對于雙態組織和網籃組織， 其細片層狀α相的厚度明顯加寬， 長度則明顯下降， 呈現短棒狀或盤狀結構， 長徑比減小， 其片層長度為0.5~1 μm， 片層厚度為50~100 nm， 以60°~90°的夾角交叉分布。

2.2.2　固溶時效狀態下的室溫拉伸性能　 

TB17鈦合金經固溶時效處理后， 不同顯微組織特征的室溫拉伸性能如表3所示， 其工程應力-應變曲線 如圖7所示。 可以看出， 經過時效處理后， 不同顯微組織特征的TB17鈦合金均獲得了明顯的強化效果， 因此對于亞穩β型鈦合金， 在等溫時效過程中析出的細片層狀α相是該類合金主要的強化因素，其物理本 質是彌散析出的細針狀α相及其應力場與位錯運動之間的交互作用。 隨著細針狀α相的彌散析出， 形成了 更多的α/β界面， 當合金在外部應力作用下進行塑性變形時， 彌散分布的α/β界面會阻礙了位錯的滑移 ， 減小了位錯的有效滑移長度，從而增大了位錯運動的阻力， 在宏觀上表現為合金拉伸強度的提高， 且 隨著片層厚度的減小， 形成的α/β界面越多， 位錯運動受到的阻力就越大， 合金強度就越高［23］ 。

結合TB17鈦合金固溶時效狀態下不同顯微組織特征（圖6）， 合金在等溫時效過程中均析出了細片層狀 α相。 具有雙態組織特征的顯微組織析出的針狀片層厚度為20~50 nm， 拉伸強度獲得了明顯的提高， 其 抗拉強度和屈服強度分別達到了1406MPa和1341 MPa， 相對于固溶處理時， 分別提高了523 MPa和550 MPa ； 具有片層組織特征的顯微組織析出的針狀片層厚度為 30~80 nm， 略寬于雙態組織， 其抗拉強度和屈服強度分別達到了 1392MPa 和1322 MPa， 相對于固溶處理時， 分別提高了600 MPa和 588 MPa， 雖然時效態的拉伸強度略低于雙態組 織， 但拉伸強度提高的幅度均高于雙態組織； 而具有網籃組織特征的顯微組織析出的針狀片層厚度為 50~100 nm， 其抗拉強度和屈服強度分別達到了1388 MPa和1316 MPa， 相對于固溶處理時， 分別提高了 497 MPa和513 MPa。

相對于固溶狀態， TB17鈦合金經時效后拉伸強度提高的幅度不僅與細片層狀α相的厚度有關，還與細 片層狀α相體積分數有關。 由于TB17鈦合金不同顯微組織特征的時效溫度相同， 因此等溫時效后顯微組織 中存在的初生 α相與時效α相的體積分數基本相同。 由圖2可知， 固溶處理后， 雙態組織和網籃組織存 在的 α 相體積分數分別為6.08%和8.18%， 而片層組織晶內干凈， 基本無析出相， 因此等溫時效后析出 的細片層狀α相體積分數最多， 而網籃組織析出的細片層狀α相體積分數最少。 而本實驗中， TB17鈦合 金經等溫時效后， 在拉伸強度提高的幅度中， 片層組織提高的幅度最大， 雙態組織次之， 而網籃組織最 小， 這與等溫時效后析出的細片層狀α相體積分數成正相關關系。

綜合以上分析可知， 等溫時效過程中析出的細片層狀α相的厚度和等溫時效后析出的細片層狀α相體 積分數是影響合金拉伸強度的重要因素。而在拉伸塑性方面， 不同顯微組織特征的合金延伸率相差不大， 整體上偏低， 而雙態組織的斷面收縮率要明顯高于其他顯微組織特征。 結合其顯微組織特征（圖6）， TB17鈦合金經等溫時效后，雖然雙態組織和網籃組織存在少量的等軸α相或粗片層狀α相， 但其顯微組織 仍主要由細片層狀α相組成， 尤其片層組織中存在較多的α集束。 一方面， 當合金進行塑性變形時， 位 錯容易穿過相互平行的α集束或細片層狀α相， 且垂直滑移距離長并易出現粗滑移帶和微區變形不均勻等 現象， 在晶界處易產生嚴重的位錯塞積， 從而促進了孔洞的形成和發展， 容易導致試樣過早斷裂， 在宏 觀上表現為塑性偏低。 另一方面， 由于采用標準拉伸試樣尺寸大小的試樣進行試驗， 且TB17鈦合金具有 良好的淬透性， 因此即使采用空冷的冷卻方式， 試樣也會很迅速的冷卻到室溫， 因此在冷卻過程中， 次生α相沒有充足的時間依托存在的 α相形核并長大， 致使固溶處理后等軸α相或粗片層狀α相的體積分數偏低。

2.2.3　固溶時效狀態下的斷裂韌度　

TB17鈦合金經固溶時效處理后， 不同顯微組織特征的斷裂韌度如圖8所示。 可以看出， 經過時效處理 后， 不同顯微組織特征的TB17鈦合金均獲得了較高的斷裂韌度。 相比較而言， TB17鈦合金在網籃組織狀 態 下 獲 得 了 最 高 的 斷 裂 韌 度 ， 達 到 了 70.46MPa?m 1/2 ， 在片層組織下狀態下的斷裂韌度 次之，達到了53.38 MPa?m ^1/2 ， 而雙態組織狀態下的斷裂韌度最低， 接近 50 MPa?m ^1/2 （48.98 MPa?m ^1/2 ）。 結合其室溫拉伸性能（表3）可以看出， 當TB17鈦合 金采用雙態組織時， 可以獲得 1400 MPa-50 MPa?m ^1/2 的強韌性匹配， 當TB17鈦合金采用網 籃組織時， 可以獲得1350 MPa-70 MPa?m 1/2 的強韌性匹配。在斷裂韌度方面， 片層組織和網籃組織要比 等軸組織和雙態組織要好。 Brun和Shakhanova［24］ 的研究表明， 鈦合金的斷裂韌度與裂紋擴展路徑的 曲折程度有關， 主要影響因素是 α相的形態和含量。 一般情況下， 等軸初生α相可以增強合金抗裂紋萌 生的能力， 而片層α相可以明顯增強合金抗裂紋擴展的能力， 更有利于其斷裂韌度的提高， 這與裂紋擴 展路徑和曲折程度有關。 由于α/β相界面的結合能較弱， 當裂紋由萌生演化為裂紋擴展時， 其裂紋擴展 的路徑通常沿α/β相的界面進行， 當裂紋經過等軸α相晶粒時， 裂紋可以直接穿過α/β相，無需消耗更 多能量； 而當裂紋經過片層α相時， 由于片層α相的長寬比較高， 裂紋擴展方向和片層方向不一致時， 裂紋將產生停滯效應或被迫改變擴展方向， 從而引起裂紋發生偏折和分叉， 增加了裂紋擴展的總長度， 從而消耗更多的能量［25-27］ 。

同時， α片層的寬度也是決定合金斷裂韌性的重要因素， 寬α片層裂紋尖端的孔洞形成所需要的應力 強度要大于細α片層裂紋尖端的孔洞形成所需要的應力強度， 若α片層斷裂所需的能量大于繞過α集束的 能量， 裂紋則向集束方向偏轉［28］ ， 隨著α片層寬度的增加， 可以有效阻止裂紋在直線方向上擴展， 從而發生較大的偏轉， 在裂紋擴展過程中消耗較多能量， 使合金具有更高的斷裂韌性。不同顯微組織特征的TB17鈦合金均析出了細片層狀 α 相， 但其片層厚度略有不同。 由圖 6 可知， 具有雙態組織特征、 片層組織特征和網籃組織特征的片層 厚度分別為20~50， 30~80和50~100 nm，呈現逐漸變寬的趨勢， 同時雙態組織具有少量等軸α相， 而網籃 組織存在少量的粗片層α相， 兩者的共同作用使得TB17鈦合金在網籃組織特征時獲得了最高的斷裂韌度。

2.3　斷口分析

TB17鈦合金在雙態組織特征時斷裂韌度的斷口形貌如圖9所示。 可以看出， 雙態組織的斷裂韌度宏觀 斷口表面起伏較小（圖9（a））， 斷面整體平整， 這表明在試樣在裂紋擴展過程中的擴展路徑平直， 顯 微組織對其裂紋擴展的阻礙能力較弱。 圖9（b）為預制裂紋區與擴展區交界處的斷口微觀形貌， 其預制裂 紋區的斷口整體平整， 呈現類似云朵花樣。 微觀斷口顯示斷口表面以韌窩為主（圖9（c））， 韌窩周圍存在較淺的撕裂棱， 同時可以觀察到尺寸不一的解理刻面， 尺寸較大的解理刻面尺寸為20~30 μm， 可能與組織中存在的宏觀特征有關， 尺寸較小的解理刻面尺寸為1~2 μm， 與雙態組織中的等軸α相尺寸接近， 小尺寸的解理刻面可能是等軸α相斷裂導致的。 在擴展區域的微觀形貌存在尺寸較小的韌窩（圖9（d））， 這些斷口的微觀特征都表明雙態組織的斷裂韌性較差。

TB17鈦合金在片層組織特征時斷裂韌度的斷口形貌如圖10所示。 可以看出， 與雙態組織相比，片層組 織的斷裂韌度宏觀斷口表面起伏程度稍有增加（圖10（a））， 但仍然較為平整， 同樣說明片層組織的裂 紋擴展路徑平直， 顯微組織對裂紋擴展的阻礙能力較弱。 這是因為采用的試樣尺寸較小，時效析出的α相 片層非常細?。▓D10（b））， 盡管片層組織可有效阻礙裂紋擴展， 對提高其斷裂韌性有利， 但當片層組織尺寸太小時， 其對裂紋擴展的阻礙效果非常有限。 微觀斷口與雙態組織的類似，以韌窩為主（圖10（c））， 但撕裂棱較淺， 有較多的解理刻面， 而且在片層組織的斷口表面發生了明顯的條形韌窩結構（圖10（d））， 這對合金的韌性都非常不利。

TB17鈦合金在網籃組織特征時斷裂韌度的斷口形貌如圖11所示。 可以看出， 與雙態組織和片層組織相 比， 網籃組織的宏觀斷口較為粗糙（圖11（a））， 說明網籃組織的裂紋擴展擴展路徑曲折， 顯微組織對 裂紋擴展的阻礙能力較強。 粗糙的斷口有利于增加裂紋擴展路徑的曲折性， 在裂紋擴展過程中可以吸收更 多的能量， 從而提高其斷裂韌性。 預制裂紋區與擴展區交界處的斷口表面呈纖維狀（圖11（b））， 邊緣 剪切唇細小。 于預制裂紋區開始， 斷面可見類似舌狀凸起， 呈現大量尺寸不一的韌窩特征（圖11（c）） ， 同時可見二次裂紋存在。斷面局部韌窩呈筏排狀排列， 斷裂以韌性斷裂為主， 撕裂棱不明顯， 局部可 見較為平整的斷面， 表面為淺韌窩（圖11（d））。

3、 結 論

1. TB17鈦合金采用兩相區鍛造+兩相區固溶處理后， 其顯微組織由β轉變基體上分布著不連續的初生 α相組成； 經過等溫時效后， 在亞穩β基體上析出了彌散分布的細片層狀時效α相組成， 片層厚度僅為 20~50 nm。

2. TB17鈦合金采用兩相區鍛造+β相區固溶處理后， 其固溶態顯微組織為單一β相組織， 無馬氏體α "相或次生α相產生； 經過等溫時效后， 其顯微組織由β轉變基體上分布著晶界α相、 細片層α集 束和細片層晶內α相組成， 片層厚度相差不大， 均為30~80 nm。

3. TB17鈦合金經準 β 鍛造+兩相區固溶處理后， 其顯微組織由殘余β相以及其上分布的尺寸不一、 相互交織的粗片層狀 α 相組成， 片層厚度為0.2~0.3 μm； 經過等溫時效后， 在β轉變基體析出了彌散 分布的細片層狀α相組成， 片層厚度為50~100 nm。

4. 固溶處理狀態下， 初生α相的形貌和含量是影響TB17鈦合金拉伸性能的主要因素， 不同顯微組織 下， 隨著初生α相含量的提高， 其拉伸強度逐漸提高， 而拉伸塑性下降明顯。

5. 固溶時效狀態下， 等溫時效過程中析出的細片層狀α相的厚度和和體積分數是影響合金拉伸強度的 重要因素， 拉伸強度的提高是細片層狀α相的厚度和等溫時效后析出的細片層狀α相體積分數共同作用的 結果。

6. TB17鈦合金顯微組織中存在的片層狀α相厚度與其斷裂韌度成正相關關系， 且固溶處理后存在的粗 片層狀α相的影響更大。

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