变形量对Ti-55531钛合金棒微观组织和力学性能的影响

Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr （Ti-55531） 是典型的近β钛合金， 其良好的室温强度、 断裂韧性和淬透性使其在航空领域展现出了良好的应用前景 [1－2] 。 这类合金在退火态或固溶态下有良好的工艺塑性。 以上特性使得 Ti-55531 钛合金被广泛用于制造起落架等大型承力构件。 现阶段， 大型承力构件多采用模锻成形， 以保证良好的形状精度和综合力学性能 [3] 。 由于钛合金存在变形抗力大、 对应变速率敏感等特性， 进一步增加了锻造过程的难度 [4－5] 。

目前， 许多研究者已经对 Ti-55531钛合金的变形、 热处理工艺开展了相关研究。 Wu C等 [6] 研究了 Ti-55531 钛合金在两相区的动态相变行为， 发现随着应变的增加， 初生 α 相的体积分数呈现下降趋势。Fan XG等 [７] 研究了 Ti-55531 钛合金在单相区的动态再结晶行为， 发现随着应变速率的降低和温度的增加， 动态再结晶体积分数逐渐上升， 动态再结晶机制为连续动态再结晶和非连续动态再结晶。

Wu C等 [8] 建立了 Ti-55531 钛合金在单相区的本构模型和动态再结晶模型， 并验证了动态再结晶模型的准确性。 Ｘｉａｎｇ Ｙ 等 [９] 研究了 Ti-55531 钛合金在两相区的热变形行为， 计算了变形热、 α 相演化、动态再结晶和织构对软化分数的贡献。 Ｗｕ Ｄ 等 [10]研究了 Ti-55531 钛合金双态组织拉伸断裂行为， 发现 α／ β晶界和 α／ β晶界剪切微孔洞是主要的孔洞源。 Wu C等 [11] 研究了固溶＋时效对 Ti-55531 钛合金力学性能的影响， 定性描述了力学性能和微观组织之间的关系。 Ｈｕａｎｇ Ｃ Ｗ 等 [12] 研究了双态组织和片状组织的拉伸变形机制， 发现双态组织变形受球状α 相的滑移和剪切的影响， 片状组织主要由滑移、 剪切和粗化片层的 ｛101（－）1｝＜112（－）0＞ 孪晶控制。根据上述分析可以发现， 目前的研究多集中在规律探索和机理分析， 缺乏对实际生产过程的工艺优化。 在锻件实际生产过程中， 需要经过制坯、 预锻、 终锻等多个环节。 其中， 制坯在快锻机上进行，通过自由锻的方式改变坯料形状， 便于后续的预锻和终锻， 预锻和终锻主要是在液压机上进行。 由于钛合金是对变形工艺参数非常敏感的材料， 在生产过程中产生的不均匀组织很难通过热处理消除， 因此， 有必要对锻造过程中的工艺参数进行优化。 考虑到快锻机的速度为 20～30mm.s-1， 且钛合金两相区的锻造温度为相变点以下30 ℃， 故还需从变形量的角度对制坯工艺进一步优化。

本文通过在 16MN 快锻机上进行不同变形量的镦粗实验， 研究了变形量对 Ti-55531 钛合金微观组织的影响， 并进一步对样品进行了 β退火＋时效热处理测定了不同变形量下Ti-55531钛合金的力学 ，性能，为实际的制坯过程提供指导。

1、材料和方法

本研究所用原材料为西部超导材料科技股份有限公司提供的锻态Ti-55531钛合金棒材，其名义成分为（％，质量分数）：(4.0~6.0)Al-(4.5~6.0)Mo-(4.5~6.0)V-(2.0~3.6)Cr-(0.3~2.0)Zr。

通过金相法测得相变点为（840±5）℃。将棒材加工成尺寸为320ｍｍ×150ｍｍ×120ｍｍ的长方体随后在16ＭＮ快锻机上进行镦粗 ，，锻造温度为810℃，变形量分别为5％、10％、20％、30％、50％和７0％，变形速度为20～30ｍｍ·ｓ^－1，模具预热温度为200℃。锻造完成后，沿锻造方向将样品均分，其中一块用于观察锻后微观组织，对另一块采用β退火＋时效的工艺进行热处理。

热处理制度为：860℃／55ｍｉｎ，炉冷至560℃／8ｈ，空冷。

热处理后切取金相试样和拉伸样品进行测试。金相试样经研磨、抛光后，采用Ｋｒｏｌｌ腐蚀液（HF∶HNO₃∶H₂O＝96∶3∶1）进行腐蚀，腐蚀时间为20ｓ。拉伸样品按照ＧＢ／Ｔ228.1—2021 [13]进行加工。

2、结果和讨论

2.1变形后的微观组织

图1显示了Ti-55531钛合金在不同变形量下的锻后微观组织。 可以发现， 随着变形量的增加， α相的体积分数逐渐下降， 这是由于变形过程中发生了α β动态相变 [6] 。 类似的现象在 TC18 钛合金 [14－15] 、 Ti-6554 钛合金 [16] 中也曾出现。 动态相变会引起 α 相的体积分数、 尺寸随着变形量的增加而逐渐下降。 在这一过程中， 随着变形量的增加会出现显著的变形温升， 为动态相变提供驱动力。 另一方面， 位错密度的增加也给动态相变提供充足的存储能。 文献 [14] 指出， 位错密度的增加会提供一个合适的渗透路径， 并且会提高 β相的渗透率， 从而进一步促进相转变； 同时在压应力的作用下， α相被显著拉长， 逐渐变为短棒状或扁平状。

2. 2　热处理后的微观组织

图 2 显示了不同变形量下热处理后 Ti-55531 钛合金的微观组织。 由于 β退火温度在单相区以上，并且时效时间非常充分， 所以， 初生 α 相已经消失， 同时， 热处理后的次生 α 相有足够的时间析出和长大， 并且保留了原始 β晶界。

2. 3　力学性能

图 3 为不同变形量下 Ti-55531 钛合金热处理后在 3 个方向的力学性能。 表 1 为企业生产标准中要求的 Ti-55531 钛合金锻件在不同方向的力学性能取值范围。

结合图 3 和表 1 可以看出， 热处理后， 不同变形量下的 Ti-55531 钛合金均表现出非常高的强度， 而在塑性方面， 变形量为5％、 10％和20％下的Ti-55531 钛合金的断面收缩率未能达到标准要求。表 2 为不同变形量下 Ti-55531 钛合金的平均力学性能。 

根据表 2 可以发现， 随着变形量的增加，抗拉强度和屈服强度的平均值呈现逐渐下降的趋势，而伸长率和断面收缩率的平均值呈现上升的趋势。为了进一步分析不同方向上力学性能的差异， 对比了不同方向上的平均力学性能， 如图 4 所示。 从图4 可以发现， 在变形量较小时， 各个方向上的力学性能无明显差异。 当变形量为 ７0％时， 纵向的平均抗拉强度为 1221. ７ ＭＰａ， 而高向的仅为 1182. ７ ＭＰａ；同时， 高向的平均断面收缩率为 2９. ７％， 而纵向的仅为 18. 8％。 出现这一现象的原因或许与 β织构 [1７]的产生有关， 钛合金在变形过程中的动态再结晶体积分数很难达到完全， 动态回复是主要的变形机制，这会在变形过程中形成＜100＞织构 [18] ， 从而引起力学性能的差异。 此外， 如果变形速度控制不当， 钛合金在大变形量下还容易出现流动局部化等失稳现象， 进一步影响力学性能。 因此， 对 Ti-55531 钛合金而言， 结合企业生产标准且同时为了避免各向异性， 应将变形量范围控制在 30％～50％。

3、总结

（1） 随着变形量的增加， Ti-55531 钛合金中初生 α 相的体积分数逐渐下降， 且在压应力作用下逐渐变为短棒状。

（2） 单相区 β退火后在微观组织中未观察到初生 α 相， 充足的时效时间有利于次生 α 相的析出。

（3） Ti-55531 钛合金的平均强度随着变形量的增加逐渐下降， 而塑性逐渐增加， 结合企业生产标准且同时为了避免各向异性， 应将变形量范围控制在 30％～50％。

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