Ti55531合金組織-性能調控的熱處理技術突破：β退火工藝形成的網籃狀α相組織使裂紋擴展路徑曲折，固溶時效通過細化α相實現強度躍升，為替代Ti-1023合金用于飛機起落架/發動機掛架等關鍵部件提供熱處理解決方案

鈦合金具有比強度高、耐腐蝕性能強等優點? 近年來已被廣泛應用于航空?航天領域?迅速發展 成為具有強大生命力的新型關鍵結構材料?具有非 常重要的應用價值和廣闊的應用前景［1-2］．在航空 航天工業中?鈦合金是飛機和發動機的主要結構材 料之一．

隨著航空航天業的迅速發展?新型的高強高韌 鈦合金也在迅速得到開發和應用?傳統的高強度高 韌鈦合金主要有美國研制的近β型鈦合金 T-i1023 和俄羅斯研制的 BT22等［3?5］?而高強度鈦合金 T-i 1023由于冶煉、加工成本較高?存在逐漸被新一代 高強高韌鈦合金取代的趨勢．新型高強高韌鈦合金 有美國研制的 Timetal556和俄羅斯與法國空客聯 合開發的 VST55531合金［6-7］．該合金與 Ti-1023 合金相比?該合金不會產生明顯的成分偏析?且強 度優異和斷裂強度高等優點?該合金擁有良好的淬 透性和較寬的加工工藝范圍?特別適合制造必須承 受巨大應力的零部件?比較適合用于結構件和起落 架、機翼、發動機掛架之間連接裝置等?在航空航天 工業中日益受到青睞［4?8］．

目前對 Ti55531合金熱處理工藝研究報道較 為罕見．基于上述背景?文中對比兩種不同的熱處 理工藝?通過力學性能檢測、顯微組織分析和斷口 掃描分析?系統地研究了不同處理工藝對合金組織 和性能的影響?為進一步挖掘該合金的潛力提供了 研究基礎．

1、實驗過程

1.1試驗材料

Ti55531名義成分為Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr(w/%).對Ti55531合金的成分進行優選后確定最佳的成分配料，經3次真空自耗電弧熔煉熔鑄成直徑?640mm的鑄錠.采用4500t快鍛機在β相區進行變形量達80%以上的開坯，再在a+β相區反復鐓拔使其晶粒充分破碎,終鍛成?350mm的棒材.對材進行能譜(EDS)結果見表1.

表1 Ti55531合金能譜分析表

Tab.1 Ti55531 alloy EDS

能譜分析存在一定的誤差，可做定性的分析:合金中成分基本在同一數量級別，符合名義成分配比如圖1所示.

1.2熱處理工藝

用金相法測定該合金的(a+β)/β轉變點溫度為(845±5)℃.熱處理采用β退火熱處理和固溶強化熱處理兩種工藝.①β退火熱處理.先在880℃下保溫1.5h,然后爐冷至580℃保溫8h,最后空冷至室溫;②固溶強化熱處理.先在 820  °C下保溫2h，隨后空冷，然后在580℃保溫8h，最后空冷至室溫.采用兩種典型的熱處理工藝，通過力學性能檢測、顯微組織分析和斷口掃描，系統研究了不同熱處理工藝對Ti5551鈦合金棒材組織和性能的影響.試驗結果取兩根試樣中的最大值.性能測試結束后，在試樣夾持部位截取并制備金相試樣，采用電子掃描電鏡觀察其顯微組織.

2、試驗結果與分析

2.1熱處理工藝對顯微組織的影響

圖2為Ti55531合金β退火的光學金相組織.由圖2(a,b)可以看出:在相同的放大倍數下(500),合金在880℃/1.5h爐冷至580℃/8h,空冷時，合金生成了粗大的β晶粒，在β晶界和晶粒內分別析出α相.由于爐冷的冷卻速度較小，β晶界上的晶界α相較寬，且沿一定的慣習面向晶內生長，呈現出較為細長且相互平行的針狀形貌(如圖2a).固溶時效處理后，初生α相較為細小，呈彌散分布的等軸a(如圖2b).

圖3為Ti55531合金固溶強化的SEM顯微組織.由電子掃描照片圖3(a,b,c)可以看出，采用在880℃下保溫1.5h后爐冷至580℃保溫8h再空冷的工藝處理后，在β晶界和晶內分別析出針狀α相，且β晶粒內部次生α相為針狀網籃狀分布.在β晶界上分布有針狀a,原β晶內為片狀a束,a片間為β相.由于a晶界的存在，使晶間斷裂比例減小，同時在魏氏體組織中，裂紋往往沿a和β相界面擴展，因各a束域取向不同，裂紋擴展就需經常改變方向，擴展路徑曲折，從而使斷裂時吸收的能量變大，因而斷裂韌性提高.同時， α束在β晶內呈現為編織狀，有文獻研究表明，這種組織有著較好的強度、塑性和韌性的匹配，由圖3(d,e,f)可以看出，固溶時效處理后，組織為彌散分布的等軸初生α相、次生α相沿著一定的慣習面析出，呈現出短棒狀形貌，如圖3(f)所示.在等軸組織中初生α相的含量高，β轉變組織比例少且次生α相尺寸小，雖然彌散強化使其強度提高，但與其β退火組織形態相比，其塑性及韌性相對降低.

2.2熱處理工藝對力學性能的影響

表2為Ti55531合金棒經兩種工藝熱處理后的室溫拉伸性能.表3為Ti55531合金棒經兩種工藝熱處理后的斷裂韌性和沖擊性能.由室溫力學性能測試結果可以看出，無論經過 β退火或是固溶強化處理后，材料的各向性能差異較小，說明組織均勻性較好.

表2 β退火和固溶時效后的拉伸力學性能

注: K IC 取樣方式為缺口方向朝向 ?(其中C表示圓周方向，R表示半徑方向)

Tab.2 Tensile Properties of βannealing and solid solution strengthening

由表2和表3可以看出，固溶時效態材料的強度為1380MPa,高于β退火態的1170MPa;延伸率為8.0%，低于β退火態的11.0%.但是，斷裂韌性43.8 MPa·m-1/2和沖擊強度18J，遠低于β退火態的斷裂韌性97.6MPa·m-1/2和沖擊35J(表2).β退火的斷裂韌性和沖擊強度較高，是由于隨β轉變組織中a片的厚度增加，當裂紋在β轉變組織內擴展時較厚的a片抵抗裂紋穿越并迫使裂紋拐彎的可能性增大，從而增加了裂紋擴展的曲折度，使得斷裂所需的能量增加，Ak值升高，故Ak值由42.9 MPa.m-1/2提高到18J提高到35J,Kic由reserved

表3 β退火和固溶時效后的斷裂韌性和沖擊

Tab.3 Kic and AK ofβ annealing and solid solution strengthening

97.6 MPa·m ?1/2.固溶時效處理后強度較高是由于:①彌散分布的等軸初生a的彌散強化.②形成的次生α相比較細小，合金中兩相的界面面積增加，第二相強化相應增加，使得抗拉強度升高.對Ti55531合金來說，經β退火熱處理后的抗拉強度達到了1170MPa，延伸率為11.0%，其強塑性得到了較好的匹配

2.3拉伸斷口形貌分析

圖4為合金分別經β退火和固溶時效處理后的拉伸斷口.β退火拉伸試樣斷口(圖4a,b),其心部斷口形貌表現以韌性斷裂的韌窩開裂和局部地方形成的準解理斷裂的混合型斷裂，表明此狀態下的合金塑性較好.由于當金屬在外載荷作用下產生一定的塑性變形時，在金屬內就會沿一定的晶體學平面和方向產生滑移.由于位向不同的晶粒之間相互約束，滑移必然沿多個滑移系進行.滑移系相互交叉，使得在斷口上呈現出蛇行滑動特征，同時內部分離形成空洞，在滑移的作用下空洞逐漸長大并和其他空洞鏈接在一起就形成韌窩和撕裂.這種混合型斷裂一般從試樣的中心部開始的，也就是裂紋的萌生區位于試樣的截面中心，因為單軸拉伸時，試樣截面中心處于三向應力狀態易產生變形.經固溶時效處理試樣的拉伸斷口(圖4c,d),斷口上沒有明顯的宏觀塑性變形，斷口相對平齊并垂直于拉伸載荷方向;斷口顏色相對較光亮，由放射性臺階發展為人字紋花樣，并且有準解理斷裂的痕跡，但其撕裂脊相對完整，表明材料仍有一定的塑性特征.

3、結論

1)經固溶強化熱處理可以大幅度提高Ti55531合金的強度，使其達到1380 MPa，斷裂韌性和塑性相對較低;由拉伸斷口可以看出，固溶強化材料斷裂為混合型斷裂方式.

2)經β退火熱處理后的Ti55531合金具有較佳的強韌性匹配，強度為1170 MPa，延伸率為11.0%,同時斷裂韌性 K IC 值為97.6 MPa·m ?1/2和沖擊值A為35J;由拉伸斷口可以看出，β退火熱處理材料斷裂為混合型斷裂方式.

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（注，原文標題：熱處理工藝對Ti55531鈦合金組織及性能的影響）