钛合金拥有比强度高、、耐侵蚀机能强等利益? 近年来已被宽泛利用于航空?航天领域?迅速发展 成为拥有壮大性命力的新型关键结构资料?拥有非 常重要的利用价值和辽阔的利用远景［1-2］．在航空 航天工业中?钛合金是飞机和发起机的重要结构材 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利用?传统的高强度高 韧钛合金重要有美国研制的近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?存在逐步被新一代 高强高韧钛合金取代的趋向．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?该合金不会产生显著的成分偏析?且强 度优异和断裂强度高档利益?该合金占有优良的淬 透性和较宽的加工工艺领域?出格适合制作必须承 受巨大应力的零部件?比力适合用于结构件和起落 架、、机翼、、发起机挂架之间衔接装置等?在航空航天 工业中日益受到青睐［4?8］．

目前对 Ti55531合金热处置工艺钻研报道较 为罕见．基于上述布景?文中对比两种分歧的热处 理工艺?通过力学机能检测、、显微组织分析和断口 扫描分析?系统地钻研了分歧处置工艺对合金组织 和机能的影响?为进一步挖掘该合金的潜力提供了 钻研基。！．

1、、尝试过程

1.1试验资料

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.选取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)了局见表1.

表1 Ti55531合金能谱分析表

Tab.1 Ti55531 alloy EDS

能谱分析存在肯定的误差，可做定性的分析:合金中成分根基在统一数量级别，切合名义成分配好比图1所示.

1.2热处置工艺

用金相法测定该合金的(a+β)/β转变点温度为(845±5)℃.热处置选取β退火热处置和固溶强化热处置两种工艺.①β退火热处置.先在880℃下保温1.5h,而后炉冷至580℃保温8h,最后空冷至室温;②固溶强化热处置.先在 820  °C下保温2h，随后空冷，而后在580℃保温8h，最后空冷至室温.选取两种典型的热处置工艺，通过力学机能检测、、显微组织分析和断口扫描，系统钻研了分歧热处置工艺对Ti5551钛合金棒材组织和机能的影响.试验了局取两根试样中的最大值.机能测试实现后，在试样夹持部位截取并制备金相试样，选取电子扫描电镜观察其显微组织.

2、、试验了局与分析

2.1热处置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)能够看出:在一样的放大倍数下(500),合金在880℃/1.5h炉冷至580℃/8h,空冷时，合金天生了粗壮的β晶粒，在β晶界和晶粒内别离析出α相.由于炉冷的冷却速度较小，β晶界上的晶界α相较宽，且沿肯定的惯习面向晶内成长，出现出较为细长且相互平行的针状描摹(如图2a).固溶时效处置后，初生α相较为藐小，呈弥散散布的等轴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)能够看出，选取在880℃下保温1.5h后炉冷至580℃保温8h再空冷的工艺处置后，在β晶界和晶内别离析出针状α相，且β晶粒内部次生α相为针状网篮状散布.在β晶界上散布有针状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相界面扩大，因各a束域取向分歧，裂纹扩大就需时时扭转方向，扩大蹊径崎岖，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晶内出现为编织状，有文件钻研批注，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)能够看出，固溶时效处置后，组织为弥散散布的等轴初生α相、、次生α相沿着肯定的惯习面析出，出现出短棒状描摹，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，固然弥散强化使其强度提高，但与其β退火组织状态相比，其塑性及韧性相对降低.

2.2热处置工艺对力学机能的影响

表2为Ti55531合金棒经两种工艺热处置后的室温拉伸机能.表3为Ti55531合金棒经两种工艺热处置后的断裂韧性和冲击机能.由室温力学机能测试了局能够看出，无论经过 β退火或是固溶强化处置后，资料的各向机能差距较小，注明组织均匀性较好.

表2 β退火和固溶时效后的拉伸力学机能

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

Tab.2 Tensile Properties of βannealing and solid solution strengthening

由表2和表3能够看出，固溶时效态资料的强度为1380MPa,高于β退火态的1170MPa;延长率为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片的厚度增长，当裂纹在β转变组织内扩大时较厚的a片抵抗裂纹穿越并迫使裂纹拐弯的可能性增大，从而增长了裂纹扩大的崎岖度，使得断裂所需的能量增长，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.固溶时效处置后强度较高是由于:①弥散散布的等轴初生a的弥散强化.②形成的次生α相比力藐小，合金中两相的界面面积增长，第二相强化相应增长，使得抗拉强度升高.对Ti55531合金来说，经β退火热处置后的抗拉强度达到了1170MPa，延长率为11.0%，其强塑性得到了较好的匹配

2.3拉伸断口描摹分析

图4为合金别离经β退火和固溶时效处置后的拉伸断口.β退火拉伸试样断口(图4a,b),其心部断口描摹阐发以韧性断裂的韧窝开裂和部门处所形成的准解理断裂的混合型断裂，批注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肯定的塑性变形时，在金属内就会沿肯定的晶体学平面和方向产生滑移.由于位向分歧的晶粒之间相互约束，滑移必然沿多个滑移系进行.滑移系互订交叉，使得在断口上出现出蛇行滑动特点，同时内部门离形成浮泛，在滑移的作用下浮泛逐步长大并和其他浮泛链接在一路就形成韧窝和扯破.这种混合型断裂通常从试样的中心部起头的，也就是裂纹的萌生区位于试样的截面中心，由于单轴拉伸时，试样截面中心处于三向应力状态易产生变形.经固溶时效处置试样的拉伸断口(图4c,d),断口上没有显著的宏观塑性变形，断口相对平齐并垂直于拉伸载荷方向;断口色彩相对较光亮，由放射性台阶发展为人字纹花腔，并且有准解理断裂的痕迹，但其扯破脊相对齐全，批注资料仍有肯定的塑性特点.

3、、结论

1)经固溶强化热处置能够大幅度提高Ti55531合金的强度，使其达到1380 MPa，断裂韧性和塑性相对较低;由拉伸断口能够看出，固溶强化资料断裂为混合型断裂方式.

2)经β退火热处置后的Ti55531合金拥有较佳的强韧性匹配，强度为1170 MPa，延长率为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;由拉伸断口能够看出，β退火热处置资料断裂为混合型断裂方式.

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（注，原文标题：热处置工艺对Ti55531钛合金组织及机能的影响）