Ti55531合金组织-性能调控的热处理技术突破：β退火工艺形成的网篮状α相组织使裂纹扩展路径曲折，固溶时效通过细化α相实现强度跃升，为替代Ti-1023合金用于飞机起落架/发动机挂架等关键部件提供热处理解决方案

钛合金具有比强度高、耐腐蚀性能强等优点‚ 近年来已被广泛应用于航空‚航天领域‚迅速发展 成为具有强大生命力的新型关键结构材料‚具有非 常重要的应用价值和广阔的应用前景［1-2］．在航空 航天工业中‚钛合金是飞机和发动机的主要结构材 料之一．

随着航空航天业的迅速发展‚新型的高强高韧 钛合金也在迅速得到开发和应用‚传统的高强度高 韧钛合金主要有美国研制的近β型钛合金 T-i1023 和俄罗斯研制的 BT22等［3‚5］‚而高强度钛合金 T-i 1023由于冶炼、加工成本较高‚存在逐渐被新一代 高强高韧钛合金取代的趋势．新型高强高韧钛合金 有美国研制的 Timetal556和俄罗斯与法国空客联 合开发的 VST55531合金［6-7］．该合金与 Ti-1023 合金相比‚该合金不会产生明显的成分偏析‚且强 度优异和断裂强度高等优点‚该合金拥有良好的淬 透性和较宽的加工工艺范围‚特别适合制造必须承 受巨大应力的零部件‚比较适合用于结构件和起落 架、机翼、发动机挂架之间连接装置等‚在航空航天 工业中日益受到青睐［4‚8］．

目前对 Ti55531合金热处理工艺研究报道较 为罕见．基于上述背景‚文中对比两种不同的热处 理工艺‚通过力学性能检测、显微组织分析和断口 扫描分析‚系统地研究了不同处理工艺对合金组织 和性能的影响‚为进一步挖掘该合金的潜力提供了 研究基础．

1、实验过程

1.1试验材料

Ti55531名义成分为Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr(w/%).对Ti55531合金的成分进行优选后确定最佳的成分配料，经3次真空自耗电弧熔炼熔铸成直径∅640mm的铸锭.采用4500t快锻机在β相区进行变形量达80%以上的开坯，再在a+β相区反复镦拔使其晶粒充分破碎,终锻成∅350mm的棒材.对材进行能谱(EDS)结果见表1.

表1 Ti55531合金能谱分析表

Tab.1 Ti55531 alloy EDS

能谱分析存在一定的误差，可做定性的分析:合金中成分基本在同一数量级别，符合名义成分配比如图1所示.

1.2热处理工艺

用金相法测定该合金的(a+β)/β转变点温度为(845±5)℃.热处理采用β退火热处理和固溶强化热处理两种工艺.①β退火热处理.先在880℃下保温1.5h,然后炉冷至580℃保温8h,最后空冷至室温;②固溶强化热处理.先在 820  ∘C下保温2h，随后空冷，然后在580℃保温8h，最后空冷至室温.采用两种典型的热处理工艺，通过力学性能检测、显微组织分析和断口扫描，系统研究了不同热处理工艺对Ti5551钛合金棒材组织和性能的影响.试验结果取两根试样中的最大值.性能测试结束后，在试样夹持部位截取并制备金相试样，采用电子扫描电镜观察其显微组织.

2、试验结果与分析

2.1热处理工艺对显微组织的影响

图2为Ti55531合金β退火的光学金相组织.由图2(a,b)可以看出:在相同的放大倍数下(500),合金在880℃/1.5h炉冷至580℃/8h,空冷时，合金生成了粗大的β晶粒，在β晶界和晶粒内分别析出α相.由于炉冷的冷却速度较小，β晶界上的晶界α相较宽，且沿一定的惯习面向晶内生长，呈现出较为细长且相互平行的针状形貌(如图2a).固溶时效处理后，初生α相较为细小，呈弥散分布的等轴a(如图2b).

图3为Ti55531合金固溶强化的SEM显微组织.由电子扫描照片图3(a,b,c)可以看出，采用在880℃下保温1.5h后炉冷至580℃保温8h再空冷的工艺处理后，在β晶界和晶内分别析出针状α相，且β晶粒内部次生α相为针状网篮状分布.在β晶界上分布有针状a,原β晶内为片状a束,a片间为β相.由于a晶界的存在，使晶间断裂比例减小，同时在魏氏体组织中，裂纹往往沿a和β相界面扩展，因各a束域取向不同，裂纹扩展就需经常改变方向，扩展路径曲折，从而使断裂时吸收的能量变大，因而断裂韧性提高.同时， α束在β晶内呈现为编织状，有文献研究表明，这种组织有着较好的强度、塑性和韧性的匹配，由图3(d,e,f)可以看出，固溶时效处理后，组织为弥散分布的等轴初生α相、次生α相沿着一定的惯习面析出，呈现出短棒状形貌，如图3(f)所示.在等轴组织中初生α相的含量高，β转变组织比例少且次生α相尺寸小，虽然弥散强化使其强度提高，但与其β退火组织形态相比，其塑性及韧性相对降低.

2.2热处理工艺对力学性能的影响

表2为Ti55531合金棒经两种工艺热处理后的室温拉伸性能.表3为Ti55531合金棒经两种工艺热处理后的断裂韧性和冲击性能.由室温力学性能测试结果可以看出，无论经过 β退火或是固溶强化处理后，材料的各向性能差异较小，说明组织均匀性较好.

表2 β退火和固溶时效后的拉伸力学性能

注: K IC 取样方式为缺口方向朝向 ⋅(其中C表示圆周方向，R表示半径方向)

Tab.2 Tensile Properties of βannealing and solid solution strengthening

由表2和表3可以看出，固溶时效态材料的强度为1380MPa,高于β退火态的1170MPa;延伸率为8.0%，低于β退火态的11.0%.但是，断裂韧性43.8 MPa·m-1/2和冲击强度18J，远低于β退火态的断裂韧性97.6MPa·m-1/2和冲击35J(表2).β退火的断裂韧性和冲击强度较高，是由于随β转变组织中a片的厚度增加，当裂纹在β转变组织内扩展时较厚的a片抵抗裂纹穿越并迫使裂纹拐弯的可能性增大，从而增加了裂纹扩展的曲折度，使得断裂所需的能量增加，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退火和固溶时效后的断裂韧性和冲击

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

97.6 MPa·m −1/2.固溶时效处理后强度较高是由于:①弥散分布的等轴初生a的弥散强化.②形成的次生α相比较细小，合金中两相的界面面积增加，第二相强化相应增加，使得抗拉强度升高.对Ti55531合金来说，经β退火热处理后的抗拉强度达到了1170MPa，延伸率为11.0%，其强塑性得到了较好的匹配

2.3拉伸断口形貌分析

图4为合金分别经β退火和固溶时效处理后的拉伸断口.β退火拉伸试样断口(图4a,b),其心部断口形貌表现以韧性断裂的韧窝开裂和局部地方形成的准解理断裂的混合型断裂，表明此状态下的合金塑性较好.由于当金属在外载荷作用下产生一定的塑性变形时，在金属内就会沿一定的晶体学平面和方向产生滑移.由于位向不同的晶粒之间相互约束，滑移必然沿多个滑移系进行.滑移系相互交叉，使得在断口上呈现出蛇行滑动特征，同时内部分离形成空洞，在滑移的作用下空洞逐渐长大并和其他空洞链接在一起就形成韧窝和撕裂.这种混合型断裂一般从试样的中心部开始的，也就是裂纹的萌生区位于试样的截面中心，因为单轴拉伸时，试样截面中心处于三向应力状态易产生变形.经固溶时效处理试样的拉伸断口(图4c,d),断口上没有明显的宏观塑性变形，断口相对平齐并垂直于拉伸载荷方向;断口颜色相对较光亮，由放射性台阶发展为人字纹花样，并且有准解理断裂的痕迹，但其撕裂脊相对完整，表明材料仍有一定的塑性特征.

3、结论

1)经固溶强化热处理可以大幅度提高Ti55531合金的强度，使其达到1380 MPa，断裂韧性和塑性相对较低;由拉伸断口可以看出，固溶强化材料断裂为混合型断裂方式.

2)经β退火热处理后的Ti55531合金具有较佳的强韧性匹配，强度为1170 MPa，延伸率为11.0%,同时断裂韧性 K IC 值为97.6 MPa·m −1/2和冲击值A为35J;由拉伸断口可以看出，β退火热处理材料断裂为混合型断裂方式.

参考文献:

[1]付艳艳，宋月清，惠松骁，等.用正交试验法优化VST55531钛合金的热处理工艺[J]·金属热处理，2008,33(7):66.

FU Yan-yan,SONG Yue-qing,HUI Song-xiao,et al.Optimization on the Heat Treatment Process of VST55531 Titanium Alloy with Orthogonal Test[J]·Metal Materials Heat Treatment,2008,33(7):66.(in Chinese)

[2]孟笑影，庞克昌，殷俊林.热处理工艺对TCl8钛合金组织和性能的影响[J].热处理,2006,21(7):36.

MENG Xiao-ying,PANG Ke-chang,YIN Jun-lin.Effect of Heat Treatment Process on Structure and Property of TC18 Titanium Alloy[J]. Heat Treat-ment,2006,21(7):36.(in Chinese)

[3]韩栋，张鹏省，毛小南，等.两种典型热处理工艺对TC18钛合金组织性能的影响[J].钛工业进展,2009,26(6):19.

HAN Dong,ZHANG Peng-sheng, MAO Xiao-nan,et al·Effect of Two Typical Heat Treatments on Mi-crostructure and Properties of TC18 Titanium Alloy[J]·Titanium Industry Progress,2009,26(6):19.(in Chinese)

[4]官杰，刘建荣，雷家峰·TC18钛合金的组织和性能与热处理制度的关系[J].材料研究学报，2009,23(1):77.

GUAN Jie,LIU Jian-rong,LEI Jia-feng.The Relationship of Heat Treatment and Microstructures and Mechanical Properties of the TC18 Titanium Alloy[J].Chinese Journal of Materials Research,2009,23(1):77.(in Chinese)

[5]Jones N G,Dashwood R J,Dye D,et al.Thermome chanical Processing of Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr[J].Mate-rials Science and Engineering,2008(490)A:369.

[6]魏寿庸，祝瀑，王韦琪.Ti-5Al-5Mo-5V-lCr-lFe钛合金简介[J].钛工业进展,1998(4):8.

WEI Shou-yong,ZHU Pu,WANG Wei-qi·Introduc-tion of Ti-5A--5Mo-5V-1Cr-1Fe Titanium Alloy[J]·Titanium Industry Progress,1998,(4):8.(in Chinese)

[7]Arrazola P J,Garay A,Iriarte L M.Machinability of Titanium Alloys(Ti6Al4V and Ti5553)[J].Journal of Materials Processing Technology, 2009(209):2223.(in Chinese)

[8]羊玉兰，王韦琪，马宝军，等.显微组织对BT22钛合金棒材力学性能的影响[J]·稀有金属快报，2007,26(3):32.

YANG Yu-lan,WANG Wei-qi,MA Bao-jun,et al.Effect of Microstructure on Mechanical Properties of BT22 Titanium Alloy Bar[J].Rare Metals Letters,2007,26(3):32.(in Chinese)

（注，原文标题：热处理工艺对Ti55531钛合金组织及性能的影响）