Ti55531合金組織-性能調(diào)控的熱處理技術(shù)突破：β退火工藝形成的網(wǎng)籃狀α相組織使裂紋擴(kuò)展路徑曲折，固溶時(shí)效通過(guò)細(xì)化α相實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度躍升，為替代Ti-1023合金用于飛機(jī)起落架/發(fā)動(dòng)機(jī)掛架等關(guān)鍵部件提供熱處理解決方案

鈦合金具有比強(qiáng)度高、耐腐蝕性能強(qiáng)等優(yōu)點(diǎn)? 近年來(lái)已被廣泛應(yīng)用于航空?航天領(lǐng)域?迅速發(fā)展 成為具有強(qiáng)大生命力的新型關(guān)鍵結(jié)構(gòu)材料?具有非 常重要的應(yīng)用價(jià)值和廣闊的應(yīng)用前景［1-2］．在航空 航天工業(yè)中?鈦合金是飛機(jī)和發(fā)動(dòng)機(jī)的主要結(jié)構(gòu)材 料之一．

隨著航空航天業(yè)的迅速發(fā)展?新型的高強(qiáng)高韌 鈦合金也在迅速得到開(kāi)發(fā)和應(yīng)用?傳統(tǒng)的高強(qiáng)度高 韌鈦合金主要有美國(guó)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(qiáng)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(qiáng)高韌鈦合金取代的趨勢(shì)．新型高強(qiáng)高韌鈦合金 有美國(guó)研制的 Timetal556和俄羅斯與法國(guó)空客聯(lián) 合開(kāi)發(fā)的 VST55531合金［6-7］．該合金與 Ti-1023 合金相比?該合金不會(huì)產(chǎn)生明顯的成分偏析?且強(qiáng) 度優(yōu)異和斷裂強(qiáng)度高等優(yōu)點(diǎn)?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(yīng)力的零部件?比較適合用于結(jié)構(gòu)件和起落 架、機(jī)翼、發(fā)動(dòng)機(jī)掛架之間連接裝置等?在航空航天 工業(yè)中日益受到青睞［4?8］．

目前對(duì) Ti55531合金熱處理工藝研究報(bào)道較 為罕見(jiàn)．基于上述背景?文中對(duì)比兩種不同的熱處 理工藝?通過(guò)力學(xué)性能檢測(cè)、顯微組織分析和斷口 掃描分析?系統(tǒng)地研究了不同處理工藝對(duì)合金組織 和性能的影響?為進(jìn)一步挖掘該合金的潛力提供了 研究基礎(chǔ)．

1、實(shí)驗(yàn)過(guò)程

1.1試驗(yàn)材料

Ti55531名義成分為T(mén)i-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr(w/%).對(duì)Ti55531合金的成分進(jìn)行優(yōu)選后確定最佳的成分配料，經(jīng)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(jī)在β相區(qū)進(jìn)行變形量達(dá)80%以上的開(kāi)坯，再在a+β相區(qū)反復(fù)鐓拔使其晶粒充分破碎,終鍛成?350mm的棒材.對(duì)材進(jìn)行能譜(EDS)結(jié)果見(jiàn)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(shù)量級(jí)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(cè)定該合金的(a+β)/β轉(zhuǎn)變點(diǎn)溫度為(845±5)℃.熱處理采用β退火熱處理和固溶強(qiáng)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(qiáng)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(guò)力學(xué)性能檢測(cè)、顯微組織分析和斷口掃描，系統(tǒng)研究了不同熱處理工藝對(duì)Ti5551鈦合金棒材組織和性能的影響.試驗(yàn)結(jié)果取兩根試樣中的最大值.性能測(cè)試結(jié)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(yàn)結(jié)果與分析

2.1熱處理工藝對(duì)顯微組織的影響

圖2為T(mén)i55531合金β退火的光學(xué)金相組織.由圖2(a,b)可以看出:在相同的放大倍數(shù)下(500),合金在880℃/1.5h爐冷至580℃/8h,空冷時(shí)，合金生成了粗大的β晶粒，在β晶界和晶粒內(nèi)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(xí)面向晶內(nèi)生長(zhǎng)，呈現(xiàn)出較為細(xì)長(zhǎng)且相互平行的針狀形貌(如圖2a).固溶時(shí)效處理后，初生α相較為細(xì)小，呈彌散分布的等軸a(如圖2b).

圖3為T(mén)i55531合金固溶強(qiáng)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(nèi)分別析出針狀α相，且β晶粒內(nèi)部次生α相為針狀網(wǎng)籃狀分布.在β晶界上分布有針狀a,原β晶內(nèi)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(shí)在魏氏體組織中，裂紋往往沿a和β相界面擴(kuò)展，因各a束域取向不同，裂紋擴(kuò)展就需經(jīng)常改變方向，擴(kuò)展路徑曲折，從而使斷裂時(shí)吸收的能量變大，因而斷裂韌性提高.同時(shí)， α束在β晶內(nèi)呈現(xiàn)為編織狀，有文獻(xiàn)研究表明，這種組織有著較好的強(qiáng)度、塑性和韌性的匹配，由圖3(d,e,f)可以看出，固溶時(shí)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(xí)面析出，呈現(xiàn)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(zhuǎn)變組織比例少且次生α相尺寸小，雖然彌散強(qiáng)化使其強(qiáng)度提高，但與其β退火組織形態(tài)相比，其塑性及韌性相對(duì)降低.

2.2熱處理工藝對(duì)力學(xué)性能的影響

表2為T(mén)i55531合金棒經(jīng)兩種工藝熱處理后的室溫拉伸性能.表3為T(mén)i55531合金棒經(jīng)兩種工藝熱處理后的斷裂韌性和沖擊性能.由室溫力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果可以看出，無(wú)論經(jīng)過(guò) β退火或是固溶強(qiáng)化處理后，材料的各向性能差異較小，說(shuō)明組織均勻性較好.

表2 β退火和固溶時(shí)效后的拉伸力學(xué)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(shí)效態(tài)材料的強(qiáng)度為1380MPa,高于β退火態(tài)的1170MPa;延伸率為8.0%，低于β退火態(tài)的11.0%.但是，斷裂韌性43.8 MPa·m-1/2和沖擊強(qiáng)度18J，遠(yuǎn)低于β退火態(tài)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(qiáng)度較高，是由于隨β轉(zhuǎn)變組織中a片的厚度增加，當(dāng)裂紋在β轉(zhuǎn)變組織內(nèi)擴(kuò)展時(shí)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(kuò)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(shí)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(shí)效處理后強(qiáng)度較高是由于:①?gòu)浬⒎植嫉牡容S初生a的彌散強(qiáng)化.②形成的次生α相比較細(xì)小，合金中兩相的界面面積增加，第二相強(qiáng)化相應(yīng)增加，使得抗拉強(qiáng)度升高.對(duì)Ti55531合金來(lái)說(shuō)，經(jīng)β退火熱處理后的抗拉強(qiáng)度達(dá)到了1170MPa，延伸率為11.0%，其強(qiáng)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(jīng)β退火和固溶時(shí)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(xiàn)以韌性斷裂的韌窩開(kāi)裂和局部地方形成的準(zhǔn)解理斷裂的混合型斷裂，表明此狀態(tài)下的合金塑性較好.由于當(dāng)金屬在外載荷作用下產(chǎn)生一定的塑性變形時(shí)，在金屬內(nèi)就會(huì)沿一定的晶體學(xué)平面和方向產(chǎn)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(gè)滑移系進(jìn)行.滑移系相互交叉，使得在斷口上呈現(xiàn)出蛇行滑動(dòng)特征，同時(shí)內(nèi)部分離形成空洞，在滑移的作用下空洞逐漸長(zhǎng)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(kāi)始的，也就是裂紋的萌生區(qū)位于試樣的截面中心，因?yàn)閱屋S拉伸時(shí)，試樣截面中心處于三向應(yīng)力狀態(tài)易產(chǎn)生變形.經(jīng)固溶時(shí)效處理試樣的拉伸斷口(圖4c,d),斷口上沒(méi)有明顯的宏觀塑性變形，斷口相對(duì)平齊并垂直于拉伸載荷方向;斷口顏色相對(duì)較光亮，由放射性臺(tái)階發(fā)展為人字紋花樣，并且有準(zhǔn)解理斷裂的痕跡，但其撕裂脊相對(duì)完整，表明材料仍有一定的塑性特征.

3、結(jié)論

1)經(jīng)固溶強(qiáng)化熱處理可以大幅度提高Ti55531合金的強(qiáng)度，使其達(dá)到1380 MPa，斷裂韌性和塑性相對(duì)較低;由拉伸斷口可以看出，固溶強(qiáng)化材料斷裂為混合型斷裂方式.

2)經(jīng)β退火熱處理后的Ti55531合金具有較佳的強(qiáng)韌性匹配，強(qiáng)度為1170 MPa，延伸率為11.0%,同時(shí)斷裂韌性 K IC 值為97.6 MPa·m ?1/2和沖擊值A(chǔ)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(biāo)題：熱處理工藝對(duì)Ti55531鈦合金組織及性能的影響）