李艷英，李旻萱，歐陽(yáng)斌，葛金峰，劉成，常旭升，綦育仕,，張宇，陳剛*

（1.貴州安大航空鍛造有限責(zé)任公司，貴州 安順 561005；2.哈爾濱工業(yè)大學(xué)（威海） 材料科學(xué)與工程學(xué)院，山東 威海 264209）

Ti-55531（Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr）合金是一種高強(qiáng)韌亞穩(wěn)β 鈦合金，由俄羅斯BT-22、Ti-5553 鈦合金逐漸改進(jìn)而來(lái)，具有抗拉強(qiáng)度高、斷裂韌度好、淬透性高等特點(diǎn)，適用于強(qiáng)度要求高的輕量化承力構(gòu)件[1-3]。美國(guó)波音公司將Ti-5553 鈦合金用于制造發(fā)動(dòng)機(jī)艙、機(jī)殼和機(jī)翼；歐洲空客公司采用 Ti-55531（Ti-5553）鈦合金制作了機(jī)型的掛架機(jī)翼連接構(gòu)件[4-6]。隨著航空工業(yè)對(duì)飛機(jī)大運(yùn)力、長(zhǎng)航程、高壽命等要求的日益提高，Ti-55531 鈦合金已成為新一代飛機(jī)關(guān)鍵承力構(gòu)件設(shè)計(jì)的重要潛在應(yīng)用材料。

強(qiáng)度、斷裂延伸率、斷裂韌度是衡量Ti-55531鈦合金構(gòu)件性能的重要指標(biāo)。根據(jù)服役性能需求，Ti-55531 鈦合金構(gòu)件需要滿足強(qiáng)度、塑性、斷裂韌度的綜合匹配。例如，裝備零部件的選材不僅要根據(jù)服役過(guò)程中的受力狀況選擇不同的強(qiáng)度級(jí)別，還需根據(jù)損傷容限設(shè)計(jì)原則選擇合適的斷裂韌度KIC，但強(qiáng)度、塑性、斷裂韌度之間是相對(duì)矛盾的，例如雙態(tài)組織通常具有較高的強(qiáng)度，但斷裂韌度較低，而片層組織通常具有更高的斷裂韌度，但強(qiáng)度通常低于雙態(tài)組織的強(qiáng)度。因此，需要根據(jù)服役要求靈活調(diào)控3 種性能指標(biāo)的平衡關(guān)系，即實(shí)現(xiàn)“強(qiáng)-塑-韌”性能匹配，其關(guān)鍵在于通過(guò)熱處理精確調(diào)控初生α 相/次生α 相的分布、形貌、尺寸和含量等。固溶+時(shí)效是亞穩(wěn)β 合金應(yīng)用最為廣泛的熱處理方法，通過(guò)調(diào)控固溶溫度、冷卻速率、時(shí)效溫度等熱處理工藝參數(shù)，可得到雙態(tài)組織、片層組織等不同形態(tài)的微觀組織，進(jìn)而得到不同的強(qiáng)-塑-韌性匹配關(guān)系[7-9]?，F(xiàn)有研究在分析熱處理工藝對(duì)Ti-55531 鈦合金強(qiáng)度、斷裂延伸率等力學(xué)性能的影響方面取得了一定進(jìn)展，例如邵暉等[10]對(duì)比了純?chǔ)?組織固溶+空冷+單級(jí)/雙級(jí)時(shí)效過(guò)程中的相變機(jī)理和室溫拉伸性能，調(diào)控得到抗拉強(qiáng)度達(dá)1 350 MPa 以上；王清瑞等[11]分析了固溶-時(shí)效和單相區(qū)β 退火工藝對(duì)Ti-55531 鈦合金斷裂韌度的影響，通過(guò)單相區(qū)β 退火工藝得到了70 MPa·m1/2以上的高斷裂韌度。但是，圍繞航空鈦合金鍛件對(duì)綜合性能的不同需求，仍然缺乏實(shí)現(xiàn)Ti-55531 鈦合金強(qiáng)度、塑性、斷裂韌度合理匹配的熱處理制度，進(jìn)而導(dǎo)致難以根據(jù)服役要求進(jìn)行靈活調(diào)控。

本文研究了Ti-55531 鈦合金單相區(qū)固溶+時(shí)效、雙相區(qū)固溶+時(shí)效2 種熱處理制度下的微觀組織和力學(xué)性能，研究了空冷（Air Cooling，AC）、爐冷（Furnace Cooling，F(xiàn)C）2 種不同單相區(qū)固溶冷卻方式以及時(shí)效溫度、雙相區(qū)固溶溫度等條件的影響，分析了不同熱處理?xiàng)l件下的室溫拉伸性能（抗拉強(qiáng)度σb、斷裂延伸率A）和斷裂韌度KIC。研究建立了Ti-55531 鈦合金固溶+時(shí)效熱處理制度與強(qiáng)度-塑性-斷裂韌度的映射關(guān)系，以期為Ti-55531 鈦合金構(gòu)件強(qiáng)-塑-韌綜合性能的匹配調(diào)控提供重要參考。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 材料

采用由湖南湘投金天鈦業(yè)科技股份有限公司提供的Ti-55531 鈦合金棒料，其化學(xué)成分如表1 所示。通過(guò)差示掃描量熱分析法（DSC）測(cè)得合金的相變點(diǎn)Tβ為833 ℃。樣品原始組織為雙態(tài)組織，由初生等軸α 相（αp）及β 基體組成，αp的體積分?jǐn)?shù)約為17.2%，如圖1 所示。

圖1 Ti-55531 合金初始組織Fig.1 Initial microstructure of the Ti-55531 alloy

表1 試驗(yàn)材料的化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of the material wt.%

1.2 方法

在保護(hù)氣氛的條件下，加工Ti-55531 合金試樣并采用箱式電阻爐進(jìn)行固溶-時(shí)效熱處理，采用K 型電偶進(jìn)行溫度反饋。進(jìn)行不同制度的熱處理試驗(yàn)：

1）單相區(qū)固溶+空冷+時(shí)效。當(dāng)爐溫穩(wěn)定在850 ℃后，將試樣放進(jìn)爐膛內(nèi)，固溶1 h 后取出空冷，隨后在不同溫度（500、550、600、650 ℃）下進(jìn)行3 h 時(shí)效處理，時(shí)效后空冷。經(jīng)過(guò)單相區(qū)固溶和快速冷卻，材料將保留完全的亞穩(wěn)態(tài)β 轉(zhuǎn)變組織，發(fā)生β→ωath相變，形成彌散的 ωath相[12]。隨著溫度逐漸升至500 ℃，在時(shí)效熱處理過(guò)程中，ωath相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)棣豬so相和馬氏體過(guò)渡相（α'，α''），最后形成穩(wěn)定的αs相，在此過(guò)程中，彌散的ωath相可作為形成αs相的前驅(qū)體輔助αs相析出，通過(guò)調(diào)節(jié)時(shí)效溫度，可以改變?chǔ)羢的形核動(dòng)力，進(jìn)而調(diào)節(jié)不同尺寸的次生α 相，實(shí)現(xiàn)不同的強(qiáng)-塑-韌匹配。

2）單相區(qū)固溶+爐冷+時(shí)效。當(dāng)爐溫穩(wěn)定在850 ℃后，將試樣放進(jìn)爐膛內(nèi)，固溶1 h 后爐冷至不同溫度（500、550、600、650 ℃），保溫8 h 后空冷。待單相區(qū)固溶后，在爐冷過(guò)程中，α 相從β 基體內(nèi)部析出，不存在復(fù)雜的過(guò)渡相轉(zhuǎn)變過(guò)程，也不存在過(guò)渡相的輔助形核作用，因此，在同樣的時(shí)效溫度下，與空冷后時(shí)效的熱處理方法相比，次生αs相的形貌尺寸存在差異。

3）雙相區(qū)固溶+空冷+時(shí)效。當(dāng)爐溫穩(wěn)定在不同溫度（790、800、810、820 ℃）后，將試樣放進(jìn)爐膛內(nèi)，固溶1 h 后取出空冷，隨后在600 ℃下進(jìn)行3 h時(shí)效處理，時(shí)效后空冷。雙相區(qū)固溶處理的作用在于調(diào)節(jié)初生αp相含量，通過(guò)改變不同固溶溫度得到不同含量的初生αp相后，β 基體在冷卻過(guò)程中的相變動(dòng)力會(huì)被影響，會(huì)得到不同亞穩(wěn)定性的β 轉(zhuǎn)變組織，進(jìn)而會(huì)影響次生αs相在時(shí)效過(guò)程中的析出。

1.3 分析表征

將熱處理后的試樣切開分析心部組織，測(cè)試面經(jīng)過(guò)砂紙打磨至1500#，然后進(jìn)行電解拋光處理。電解拋光液為5%（體積分?jǐn)?shù)）HClO4+95%（體積分?jǐn)?shù)）C2H5OH。電解拋光參數(shù)如下：采用直流穩(wěn)壓電源，室溫條件（～20 ℃），控制電壓為40 V（根據(jù)試樣尺寸確定電流為0.6 A），拋光時(shí)間約為60 s。隨后使用Kroll's 腐蝕液（1 mL HF+2 mL HNO3+25 mL H2O）對(duì)電拋后的測(cè)試面腐蝕10 s，之后用酒精擦拭試樣表面，保持試樣表面潔凈。采用Zeiss-MERLIN Compact場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡（Scanning Electron Microscope，SEM）分析微觀組織。

切取室溫拉伸試樣和斷裂韌度試驗(yàn)所需的測(cè)試試樣：拉伸試驗(yàn)采用板狀試樣，標(biāo)距長(zhǎng)度為13 mm，厚度為2 mm；斷裂韌度KIC測(cè)試采用中部預(yù)制1.6 mm寬缺口的90 mm×18 mm×9 mm 條狀試樣?；?.2節(jié)所述實(shí)驗(yàn)方法對(duì)每組參數(shù)對(duì)應(yīng)的力學(xué)性能試樣進(jìn)行熱處理，依次采用80#、400#、1200#砂紙打磨光滑。采用Instron-5967 萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行測(cè)試，拉伸試驗(yàn)加載速率為1 mm/min，每組測(cè)試結(jié)果為3 次測(cè)試的平均值，并給出統(tǒng)計(jì)標(biāo)準(zhǔn)差。根據(jù)GB/T 4161—2007《金屬材料平面應(yīng)變斷裂韌度KIC實(shí)驗(yàn)方法》，通過(guò)三點(diǎn)彎曲法測(cè)試斷裂韌度KIC，測(cè)試跨距為72 mm，加載速率為1 mm/min。為分析拉伸變形至斷裂過(guò)程中的組織演變情況，沿拉伸試樣斷口中部附近取Φ3 mm×0.5 mm 的試樣，磨薄至50 μm 后采用Gatan695 離子減薄儀減薄，隨后采用FEI Talos F200X 透射電子顯微鏡（Transmission Electron Microscope，TEM）進(jìn)行明場(chǎng)像、高分辨透射（High-resolution TEM，HRTEM）分析。

2 結(jié)果與討論

2.1 單相區(qū)固溶+空冷+時(shí)效熱處理

Ti-55531 鈦合金在β 單相區(qū)經(jīng)850 ℃固溶1 h 后空冷，隨后在不同溫度（500、550、600、650 ℃）下進(jìn)行3 h 時(shí)效處理后的微觀組織如圖2 所示?？梢钥吹?，隨時(shí)效溫度的提高，次生αs片層相的尺寸增大（尺寸變化、相界面結(jié)構(gòu)、相組成等具體分析具體見后文）。對(duì)于近β 型和亞穩(wěn)β 鈦合金，在相變點(diǎn)Tβ以上充分保溫后，β 基體晶界失去了αp相的釘扎作用并充分遷移，形成了穩(wěn)定的等軸晶粒。文獻(xiàn)[12]表明，在快速冷卻過(guò)程中，由于亞穩(wěn)β 鈦合金的β穩(wěn)定元素含量高，在快速冷卻過(guò)程中通常發(fā)生β→ωath切變型相轉(zhuǎn)變，得到含有彌散ωath過(guò)渡相的亞穩(wěn)態(tài)β 轉(zhuǎn)變組織。隨后，在逐漸升溫至500 ℃的時(shí)效熱處理過(guò)程中，ωath相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)棣豬so相、馬氏體過(guò)渡相（α'，α''），最后形成穩(wěn)定的αs相，在此過(guò)程中，彌散的ωath相可作為形成αs相的前驅(qū)體輔助αs相析出，次生片層αs相從β 晶界及β 晶內(nèi)析出，表現(xiàn)出細(xì)小針狀形態(tài)。

圖2 850 ℃固溶1 h+空冷+不同時(shí)效溫度3 h 后的顯微組織Fig.2 Microstructure of the alloy after solid-solution treatment under 850 ℃ for 1 h followed by air cooling,subsequently aged under different temperature

Ti-55531 合金經(jīng)850 ℃固溶1 h 后空冷至不同溫度時(shí)效3 h 后的力學(xué)性能如圖3 所示。當(dāng)時(shí)效溫度為500 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度達(dá)到 1 441 MPa，延伸率僅為2.04%。提高時(shí)效溫度可以在犧牲一定強(qiáng)度的情況下提高延伸率，但延伸率始終低于3%。

圖3 850 ℃固溶1 h+空冷+不同時(shí)效溫度3 h 后的室溫力學(xué)性能Fig.3 Mechanical properties of the alloy after solid-solution treatment under 850 ℃ for 1 h followed by air cooling,subsequently aged under different temperature

850 ℃固溶1 h+空冷后分別在550 ℃、600 ℃條件下時(shí)效3 h 后拉伸變形試樣的TEM 分析結(jié)果如圖4所示，圖4 可以更清楚地反映圖2 中αs相尺寸、相界面結(jié)構(gòu)、相組成等組織特征，以及不同αs相在變形斷裂過(guò)程中的演變規(guī)律。550 ℃時(shí)效后拉伸試樣的微觀結(jié)構(gòu)如圖4a 所示。次生αs相尺寸為30～80 nm，對(duì)次生αs相進(jìn)行HRTEM 分析，發(fā)現(xiàn)β 基體內(nèi)部存在大量位錯(cuò)堆積，次生αs相內(nèi)部出現(xiàn)了孿晶對(duì)稱結(jié)構(gòu)和大量位錯(cuò)，經(jīng)FFT 變換后標(biāo)定為{101}孿晶。當(dāng)時(shí)效溫度提高到600 ℃時(shí)，如圖4d 所示，αs相尺寸顯著增大到70～160 nm，且出現(xiàn)了少量更大尺寸的αs相。在β 相中，臨近α/β 相界面處出現(xiàn)了集中的位錯(cuò)堆積，由衍射斑點(diǎn)（見圖4e）和HRTEM 分析可知，孿晶面仍為{101}。{101}α變形孿晶的啟動(dòng)通常與a+c面的滑移系啟動(dòng)有關(guān)[13-14]。

圖4 850 ℃固溶1 h+空冷+不同溫度時(shí)效3 h 后拉伸變形試樣TEM 分析Fig.4 TEM of tensile deformation sample after solid-solution treatment under 850 ℃ for 1 h followed by air cooling, subsequently aged under different temperature: a) bright field image (550 ℃); b) HRTEM image (selected area in a, 550 ℃);c) FFT transform of the HRTEM image (550 ℃); d) bright field image (600 ℃); e) diffraction pattern (600 ℃);f) HRTEM image (selected area in d, 600 ℃)

鈦合金的室溫拉伸性能取決于微觀組織形貌。細(xì)小彌散的次生αs相會(huì)導(dǎo)致α/β 相界面密度較高，強(qiáng)烈的相界面強(qiáng)化會(huì)顯著提高材料強(qiáng)度。Tan 等[15]通過(guò)TEM 觀察了TC21 合金時(shí)效后拉伸斷口附近的形貌，發(fā)現(xiàn)由于次生αs相較硬且難以發(fā)生變形，經(jīng)拉伸變形后在次生αs相周圍堆積了大量的位錯(cuò)，表明次生αs相具有很強(qiáng)的阻礙位錯(cuò)的能力。在室溫變形過(guò)程中，BCC 晶格的β 基體經(jīng)過(guò)充分時(shí)效后保持了較為穩(wěn)定的狀態(tài)，{10}<111>和{11}<111>滑移系的啟動(dòng)使其具備較高的塑性變形能力。αs相在室溫條件下的滑移系較少（僅能啟動(dòng){110}<0001>基面滑移系），主要依靠機(jī)械孿晶來(lái)協(xié)調(diào)變形[16-17]。然而，在細(xì)小次生αs相內(nèi)部，孿晶面的生長(zhǎng)和擴(kuò)展十分有限，而β 基體的亞晶界和晶界處容易因產(chǎn)生較強(qiáng)的應(yīng)力集中而成為裂紋源，因此其延伸率較差。

2.2 單相區(qū)固溶+爐冷+時(shí)效熱處理

Ti-55531 鈦合金在β 單相區(qū)經(jīng)850 ℃固溶1 h 后爐冷，隨后在不同溫度（500、550、600、650 ℃）下進(jìn)行8 h 時(shí)效處理后的微觀組織如圖5 所示。爐冷后，時(shí)效溫度升高導(dǎo)致片層α 相發(fā)生粗化，其形態(tài)由細(xì)針狀逐漸變?yōu)槎贪魻?，這是由于溫度越高，β 相的亞穩(wěn)定性越弱，越不利于α 相的形核。當(dāng)時(shí)效溫度為500 ℃時(shí)，片層寬度為150～240 nm，當(dāng)時(shí)效溫度達(dá)到650 ℃時(shí)，片層α 相的形態(tài)接近板條狀，平均寬度已上升至450～900 nm。在相同的時(shí)效溫度下，與空冷+時(shí)效結(jié)果相比。爐冷+時(shí)效時(shí)的α/β 相界更加清晰，α片層尺寸更大。爐冷+時(shí)效熱處理過(guò)程中的相變機(jī)制與空冷+時(shí)效熱處理的不同，在爐冷過(guò)程中，α 相直接從亞穩(wěn)態(tài)的β 基體中析出，兩相之間保持{0001}α//{110}β、<110>α//<111>β的Burgers 取向關(guān)系[18]，而在空冷+時(shí)效熱處理過(guò)程中，β 相內(nèi)部析出的彌散的ω相在轉(zhuǎn)變過(guò)程中起到輔助形核的作用，因此α 片層尺寸更為細(xì)小。

圖5 850 ℃固溶1 h+爐冷+不同溫度時(shí)效8 h 后的顯微組織Fig.5 Microstructure of the alloy after solid-solution treatment under 850 ℃ for 1 h followed by furnace cooling,subsequently aged under different temperature

Ti-55531 合金經(jīng)850 ℃固溶1 h 后爐冷至不同溫度保溫8 h 后的力學(xué)性能如圖6 所示。在時(shí)效溫度從500 ℃提高到650 ℃的過(guò)程中，室溫抗拉強(qiáng)度連續(xù)下降，延伸率逐漸升高。當(dāng)時(shí)效溫度為500 ℃時(shí)，室溫?cái)嗔蜒由炻蕿?.67%，抗拉強(qiáng)度為1 210 MPa；當(dāng)時(shí)效溫度為650 ℃時(shí)，室溫?cái)嗔蜒由炻蔬_(dá)到14.82%，但強(qiáng)度下降至不足（1 000 MPa）。隨著時(shí)效溫度的升高，α 片層尺寸增大，α/β 相界面積減小，對(duì)位錯(cuò)的阻礙作用減弱，從而導(dǎo)致合金強(qiáng)度降低。α 片層尺寸的增大更有利于機(jī)械孿晶的生長(zhǎng)，且使α 片層間距更寬，片層間β 基體容納位錯(cuò)的能力更強(qiáng)，更不易出現(xiàn)應(yīng)力集中現(xiàn)象，有利于延伸率的提高[19]。與固溶+空冷+時(shí)效熱處理相比，爐冷得到的組織同為片層組織，但爐冷得到的α 片層尺寸明顯更大，因此強(qiáng)度更低、斷裂延伸率更高。

2.3 雙相區(qū)固溶+空冷+時(shí)效熱處理

Ti-55531 鈦合金在790～820 ℃固溶處理1 h 后的顯微組織如圖7 所示。可以觀察到，固溶后的組織主要由等軸αp相和β 基體構(gòu)成，隨著固溶溫度的升高，等軸α 相的形貌幾乎沒有變化，均勻分散在β 基體上。但隨著固溶溫度的升高，αp相的含量逐漸降低，即組織中發(fā)生了部分α→β 的相轉(zhuǎn)變，且固溶溫度越接近Tβ，相轉(zhuǎn)變進(jìn)行的程度越高[20]。通過(guò)將SEM 圖像導(dǎo)入ImageJ 圖像處理軟件中可計(jì)算出等軸α 相在組織中所占的相比例。當(dāng)固溶溫度分別為790、800、810、820 ℃時(shí)，等軸αp相的體積分?jǐn)?shù)依次為14.35%、12.32%、9.05%、7.52%。

Ti-55531 合金在790～820 ℃固溶處理1 h 后空冷，在600 ℃時(shí)效3 h 后的顯微組織如圖8 所示，可以看到，為典型的αp+αs雙態(tài)組織。隨著固溶溫度的升高，次生αs相的尺寸及間距逐漸降低，更加趨于密集彌散析出。當(dāng)固溶溫度為790 ℃時(shí)，次生αs相尺寸為90～200 nm，當(dāng)固溶溫度升高到820 ℃時(shí)，次生αs相尺寸為80～180 nm。固溶溫度的升高導(dǎo)致β 相在快速冷卻過(guò)程中的亞穩(wěn)定程度更高，更有利于ωath相在冷卻過(guò)程中形核，進(jìn)而促進(jìn)了后續(xù)時(shí)效過(guò)程中次生αs相的形核[8,14,21]。同時(shí)，由于次生αs相形核數(shù)量的增多，在一定程度上也限制了其長(zhǎng)大，故而尺寸更加細(xì)小。

圖8 不同固溶溫度+空冷+600 ℃時(shí)效3 h 后的顯微組織Fig.8 Microstructure of the alloy after solid-solution treatment under different temperature followed by air cooling,subsequently aged under 600 ℃ for 3 h

Ti-55531 鈦合金在790～820 ℃固溶1 h+600 ℃時(shí)效3 h 后的力學(xué)性能如圖9 所示?？梢园l(fā)現(xiàn)，隨著固溶溫度的升高，合金的抗拉強(qiáng)度顯著提升但延伸率呈降低趨勢(shì)，當(dāng)固溶溫度為790 ℃時(shí)，合金在時(shí)效后的抗拉強(qiáng)度達(dá)到1 146 MPa，延伸率達(dá)到13.6%；當(dāng)固溶溫度升至820 ℃時(shí)，時(shí)效后的抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大，為1 326 MPa，延伸率降至7.48%?？梢园l(fā)現(xiàn)，該合金的抗拉強(qiáng)度與塑性處于一種相互矛盾的狀態(tài)，提高強(qiáng)度勢(shì)必伴隨著塑性的損失，這是因?yàn)楣倘軠囟鹊纳呤购罄m(xù)時(shí)效過(guò)程中更多的次生αs相從基體中析出，并且趨向于密集彌散分布。αp相可通過(guò)自身的變形來(lái)協(xié)調(diào)整體的變形，降低β 晶界/亞晶界的應(yīng)力集中可以使β 晶界不易成為裂紋源[22]。位錯(cuò)容易在等軸αp/β界面處萌生、增殖，許多位錯(cuò)線能夠穿過(guò)等軸αp/β界面在等軸αp相內(nèi)部形成平行的滑移線和滑移帶，隨著變形的進(jìn)行，滑移線及滑移帶相互交割，導(dǎo)致在等軸αp相內(nèi)部形成許多亞結(jié)構(gòu)，故等軸αp相的形變機(jī)制是以柱面滑移為主的多系滑移。同時(shí)，αp相對(duì)基體也存在一定異質(zhì)變形強(qiáng)化作用，在變形過(guò)程中，αp/β變形能力不同，為適應(yīng)αp/β 相界面處的非均勻變形，在β 相基體靠近相界的區(qū)域?qū)㈩~外累積大量的幾何必須位錯(cuò)（Geometrically Necessary Dislocations, GNDs），同時(shí)產(chǎn)生一定的長(zhǎng)程內(nèi)應(yīng)力。隨著固溶溫度的升高，一方面，αp相的含量降低，對(duì)室溫延伸率的貢獻(xiàn)降低；另一方面，次生αs相尺寸更加細(xì)小，合金的塑性下降，強(qiáng)度升高。其含量下降雖導(dǎo)致異質(zhì)變形強(qiáng)化削弱，但αs相的彌散強(qiáng)化作用占據(jù)主導(dǎo)地位。

圖9 不同固溶溫度+空冷+600 ℃時(shí)效3 h 后的力學(xué)性能Fig.9 Mechanical properties of the alloy after solid-solution treatment under different temperature followed by air cooling,subsequently aged under 600 ℃ for 3 h

Ti-55531 鈦合金在790～820 ℃固溶1 h+600 ℃時(shí)效3 h 后的拉伸斷口形貌如圖10 所示?？梢杂^察到，斷口處存在著大小以及深淺不一的韌窩、少部分的局部微裂紋和撕裂臺(tái)階，說(shuō)明合金經(jīng)過(guò)固溶-時(shí)效處理后基本表現(xiàn)出韌脆混合型的斷裂特征，并且斷口形貌特征隨固溶溫度的升高而發(fā)生變化。

圖10 不同固溶溫度+空冷+600 ℃時(shí)效3 h 后的拉伸斷口Fig.10 Tensile fracture surface of the alloy after solid-solution treatment under different temperature followed by air cooling, subsequently aged under 600 ℃ for 3 h

當(dāng)固溶溫度為790 ℃時(shí)，組織中初生等軸αp相的含量比較高。在一般情況下，等軸αp相可以通過(guò)位錯(cuò)滑移、孿晶等晶格演變機(jī)制以及晶粒的旋轉(zhuǎn)來(lái)協(xié)調(diào)變形，進(jìn)而提高合金的塑性。斷口特征為大量的韌窩和少量的撕裂臺(tái)階，這是由于在室溫拉伸變形過(guò)程中，αp相可以發(fā)生塑性變形并從β 基體中“拉脫”。隨著固溶溫度的升高，一方面，αp相的含量降低，使其對(duì)塑性的貢獻(xiàn)也降低，由于αp減少，合金協(xié)調(diào)變形的能力減弱，β 亞晶界/晶界處容易存在應(yīng)力集中，易萌生微裂紋，裂紋沿β 晶界或亞晶界擴(kuò)展；另一方面，αs片層間距減小，相鄰αs片層之間的β 基體適應(yīng)變形的能力降低，數(shù)量較多、尺寸較小的次生αs相產(chǎn)生的局部應(yīng)力集中很容易造成脆性斷裂，使合金的塑性進(jìn)一步下降[23]。當(dāng)固溶溫度為820 ℃時(shí)，延伸率降低至10%以下，可以觀察到大量的階梯平臺(tái)和沿階梯平臺(tái)分布的晶間裂紋，局部的脆性斷裂表現(xiàn)得更加明顯。

Ti-55531 鈦合金經(jīng)不同固溶-時(shí)效熱處理后的斷裂韌度KIC如表2 所示。斷裂韌度是合金強(qiáng)度和塑性的綜合性能指標(biāo)，反映裂紋擴(kuò)展單位長(zhǎng)度路徑所消耗的總能量。對(duì)于單相區(qū)固溶+空冷+時(shí)效熱處理后的Ti-55531 鈦合金，其斷裂韌度隨著時(shí)效溫度的升高而增強(qiáng)。采用爐冷的方式顯著提升了合金的斷裂韌度。合金的斷裂韌度主要取決于片層α 相的尺寸，片層α相尺寸和間距越大，裂紋擴(kuò)展路徑越曲折，擴(kuò)展過(guò)程中消耗的能量越多，從而使斷裂韌度越高[24-25]。對(duì)于雙相區(qū)固溶+時(shí)效熱處理后的Ti-55531 鈦合金，由于組織中次生αs相的尺寸較小，裂紋路徑相對(duì)平滑。與雙態(tài)組織相比，片層組織的裂紋擴(kuò)展路徑曲折度增大，裂紋擴(kuò)展過(guò)程中消耗的能量相對(duì)較大，片層組織的KIC高于雙態(tài)組織的KIC。

表2 Ti-55531 鈦合金不同固溶-時(shí)效熱處理后的斷裂韌度KICTab.2 Fracture toughness KIC of the Ti-55531 alloy after different solution-aging heat treatments

3 結(jié)論

研究了Ti-55531 鈦合金單相區(qū)固溶+時(shí)效、雙相區(qū)固溶+時(shí)效2 種熱處理制度下的微觀組織和力學(xué)性能，研究了單相區(qū)固溶冷卻方式（空冷、爐冷）和時(shí)效溫度、雙相區(qū)固溶溫度等條件對(duì)抗拉強(qiáng)度σb、斷裂延伸率A、斷裂韌度KIC的影響，建立了實(shí)現(xiàn)Ti-55531鈦合金強(qiáng)度-塑性-斷裂韌度匹配的熱處理工藝窗口。重要結(jié)論如下：

1）經(jīng)單相區(qū)固溶+空冷+時(shí)效處理得到了細(xì)片層狀次生αs相，隨時(shí)效溫度的升高，αs相尺寸增大，抗拉強(qiáng)度降低，延伸率和斷裂韌度升高。

2）經(jīng)單相區(qū)固溶+爐冷+時(shí)效處理得到的α 片層比經(jīng)空冷+時(shí)效處理得到的αs相的尺寸更大，隨時(shí)效溫度從500 ℃升高至600 ℃，α 片層尺寸增大，抗拉強(qiáng)度降低，延伸率和斷裂韌度升高，但呈現(xiàn)出較高的脆性（延伸率＜3%）。

3）隨著雙相區(qū)固溶溫度從790 ℃升高到820 ℃，初生αp相尺寸顯著降低，促進(jìn)后續(xù)時(shí)效處理過(guò)程中析出了更細(xì)小的次生αs相，提高了強(qiáng)度、降低了延伸率和斷裂韌度。

4）可通過(guò)熱處理調(diào)控得到雙態(tài)組織、片層組織進(jìn)而實(shí)現(xiàn)不同特點(diǎn)的強(qiáng)-塑-韌性能合理匹配，具體熱處理工藝路線如下：850 ℃/1 h 固溶后爐冷至600 ℃保溫8 h 可得到片層組織，該組織具有較高的斷裂韌度（KIC=110.01 MPa·m1/2）、良好的強(qiáng)度（σb=1 111 MPa）和斷裂延伸率（A=9.69%）；810 ℃固溶+空冷+600 ℃/3 h 時(shí)效可得到初生αp+次生αs相的雙態(tài)組織，該組織具有高強(qiáng)度（σb=1 287 MPa）和高斷裂延伸率（A=12.76%），同時(shí)斷裂韌度達(dá)到KIC=60.4 MPa·m1/2。