Ti55531(Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr-1Zr) 合金是在 BT22 钛合金的基础上，由阿维斯玛镁钛结合企业与空中客车公司合作开发的一种高强度?高韧性的亚稳 β 型钛合金 [1-5]?该合金拥有优良的断裂韧性和很高的强度，比力适于制作机翼和发起机之间的衔接装置，并于 2004 年成功利用于空客 A380 宽体客机机翼与挂架的衔接装置 [6-7], 其强度与韧性之间的良好组合受到了飞机设计师和钛合金钻研者的青睐?

Ti55531合金的合金化水平高，固溶时效热处置强化成效显著，通过 α+β 两相区固溶时效热处置，其固溶时效态的抗拉强度可达到 1200~1350 MPa, 但断裂韧度 K?IC?值约莫只有 40 MPa?m^(1/2)?通过选取 β 退火处置工艺能够使 Ti55531合金的断裂韧度 K?IC?值提高到 70 MPa?m^(1/2) 的水平，但 Q/1S M1005-2020 尺度中对应的使用抗拉强度水平则降低到 1150~1300 MPa?相对于 α+β 两相区固溶时效热处置工艺，选取 β 退火处置工艺能够使 Ti55531合金获得更好的强韧性匹配，在肯定水平上扩大其利用领域?

现有钻研了局批注，Ti55531合金的显微组织对退火工艺较为敏感 [8-9]?王清瑞等 [10] 钻研了分歧温度 β 退火后 Ti55531合金的室温力学机能，钻研发现随着 β 退火温度的升高，β 相中的次生 α 相显著粗化，从而导致合金强度显著降低，在 600~650 ℃退火时，强度与退火温度呈线性关系，延长率和断面收缩率随退火温度升高变动不大?高玉社等 [11] 钻研了热处置工艺对 Ti55531合金组织及机能的影响，发现固溶强化热处置能够大幅度提高 Ti55531合金的强度，其抗拉强度可达 1380 MPa, 但断裂韧性和塑性相对较低；经 β 退火热处置后，Ti55531合金拥有较佳的强韧性匹配，抗拉强度为 1170 MPa, 延长率为 11.0%, 断裂韧度为 97.6 MPa?m^(1/2), 冲击吸收能量为 35 J?目前，对 Ti55531合金的钻研重要集中在热仿照压缩后的动态再结晶和织构演变 [12]?等温相变 [13]?本构方程及动态再结晶模型成立 [14] 等，而鲜有关于 Ti55531合金在 β 退火冷却时冷却速度对其组织与机能影响的钻研报道?固溶处置后的冷却过程是钛合金加工最重要的环节之一，在分歧的固溶冷却速度下，β 相可能直接析出 α 相，也可能分化为中央过渡相 ω 相、、、β' 相及 α?相称 [15], 从而直接影响该合金的最终力学机能?以 Ti55531合金锻坯为钻研对象，对比分析了 β 退火处置时分歧冷却速度对其显微组织?室温拉伸机能?断裂韧度和冲击机能的影响，以期为制订合理的热处置工艺提供数据支持，推动 Ti55531合金的工程化利用?

1、、、实 验

尝试资料选用 φ150 mm 的 Ti55531合金棒材，经两相区铸造成 90 mm×180 mm×300 mm 的锻坯，其化学成分如表 1 所示?通过金相法测定该合金的相变温度在 824 ℃左近?将锻坯放入电阻炉中，别离按表 2 所示热处置工艺进行热处置?其中，S-A 试样选取非控温方式天然炉冷，S-B?S-C?S-D 试样别离按设定的冷却速度进行冷却?

表 1 Ti-55531 合金锻坯化学成分 (w/%)

Table 1 Chemical composition of Ti-55531 alloy

表 2 Ti-55531 合金热处置工艺

Table 2 Heat treatment processes of Ti-55531 alloy

利用线切割法从锻坯心部门别切取满足显微组织分析以及拉伸机能?断裂韧度?冲击机能测试所需的试样?金相试样用自动抛光机抛光，而后在 V (HF):V (HNO?):V (H?O)=10:7:83 的侵蚀液中进行侵蚀处置，选取 Sigma 300 场发射扫描电子显微镜 (SEM) 进行显微组织观察，利用 Image-pro Plus 6.0 图像分析软件进行显微组织定量分析?室温拉伸机能按 GB/T 228.1-2021 尺度测试，试样为工作区直径 5 mm 的 R7 圆棒，在 INSTRON 5887 拉伸试验机上进行试验?冲击机能按 GB/T 229-2020 尺度测试，选取尺度 U 型缺口冲击试样，在 JBS-750 金属摆锤式冲击试验机上进行试验?断裂韧度按 GB/T 4161-2007 尺度测试，试样厚度为 25 mm, 在 MTS 810 液压伺服委顿试验机上进行试验?

2、、、了局与分析

2.1 显微组织

Ti55531合金经分歧冷却速度炉冷后的显微组织如图 1 所示?从图 1 能够看出，Ti55531合金经分歧冷却速度炉冷后，均形成了显著的晶界 α 相，显微组织均由平直晶界 α 相 (α?GB?)?残存 β 相以及尺寸不一的晶内片层状 α 相 (α?WM?) 组成，但其片层状 α 相的宽度各不一样?Ti55531合金在退火保温过程中，由于退火温度处于 β 单相区，因而合金在保温过程中形成了显著的晶界?在随后的炉冷过程中，炉温逐步降低，当温度低于相变点时，在形成晶界 α 相的同时，晶内逐步析出了彼此交错排布的片层状 α 相?由于炉冷冷却速度分歧，其析出的晶界 α 相和片层状 α 相的厚度各不一样?

当 Ti55531合金选取非控温方式天然炉冷时 (S-A), 其温度的降低受到电炉保温层厚度?周围环境温度以及其自身结构尺寸等成分的影响，因而锻坯以非线性的温度梯度降温冷却，且分歧批次锻坯退火的炉冷冷却速度很难保障一致?图 2 为分歧冷却速度下 Ti55531合金晶界 α 相和片层状 α 相的厚度 (均匀值)?从图 2 能够看出，当 Ti55531合金选取非控温方式天然炉冷时 (S-A), 析出的片层状 α 相的厚度约为 0.217 μm, 显著高于按设定的冷却速度进行炉冷时片层状 α 相的厚度?在本试验中，以非控温方式天然炉冷时其冷却速度要低于设定的冷却速度?随着冷却速度的提高，晶内片层状 α 相的厚度则出现逐步减小的趋向，由 0.217 μm 逐步减小到 0.095 μm?而晶界 α 相厚度均处于 0.6~0.7 μm 之间，随着炉冷冷却速度的提高变动不显著?

2.2 室温拉伸机能

Ti55531合金经分歧冷却速度炉冷后的室温拉伸机能如图 3 所示?从图 3 能够看出，随着炉冷冷却速度的提高，Ti55531合金的抗拉强度和屈服强度逐步增长，而延长率和断面收缩率则逐步降低?此外，以非控温方式天然炉冷时 (S-A), 合金的拉伸强度显著低于按设定速度冷却时的拉伸强度?Ti55531合金在炉冷过程中析出了片层状的 α 相，该 α 相是合金强化的重要成分，其强化作用的物理性质是冷却过程中析出的彼此交错排布的片层状 α 相及其应力场与位错活动之间的交互作用?片层状 α 相的弥散析出，形成了大量的 α/β 界面，从而故障了位错的滑移，减小了位错的有效滑移长度，显著提高了资料的拉伸强度 [16]?

Ti55531合金以非控温方式天然炉冷时 (S-A), 析出的片层状 α 相厚度最厚 (0.217 μm), 强化成效相对较弱，抗拉强度和屈服强度别离为 1023 MPa 和 938 MPa, 延长率和断面收缩率别离为 18.0% 和 42.0%?当 Ti55531合金按设定速度冷却时，随着冷却速度的提高，析出的片层状 α 相厚度逐步减小 (图 2),α/β 界面逐步增多 (图 1), 强化成效逐步加强，抗拉强度和屈服强度别离由 1176 MPa 和 1071 MPa (1.5~1.7 ℃/min) 增长到 1194 MPa 和 1122 MPa (2.5~2.7 ℃/min), 均显著高于以非控温方式天然炉冷时的抗拉强度和屈服强度?

在金属资料的多种强化方式中，细晶强化一向是改善多晶体资料强度最有效的步骤之一?凭据位错理论，晶界是位错活动的阻碍，细化晶？？Ｄ芄徊嗟木Ы纾Я；蛳嘣较感。。Ы缁蛳嘟缇驮蕉啵嗔诰Я；蛳嗖斜浔湫伪匾挠α驮酱螅庵智炕в驮较灾?霍尔–佩奇 (Hall-Petch) 关系式 σ?=σ?+k??d^(-1/2) 可用于描述多晶体资料强度与其晶粒尺寸之间的关系?其中，σ?为资料的屈服极限，是资料产生 0.2% 变形时的屈服应力；σ?为移动单个位错时产生的晶格磨损阻力；k?为与资料种类?性质以及晶粒尺寸有关的常数；d 为均匀晶粒尺寸?

Ti55531合金屈服强度与其片层状 α 相厚度的 Hall-Petch 关系曲线如图 4 所示?从图 4 能够看出，以片层状 α 相厚度作为 d 值成立的 Hall-Petch 关系曲线拟合较好?通过 Origin 拟合曲线测得其复有关系数 R 值为 0.974, 此时的 Hall-Petch 关系方程为:σ?=592.54+166.96 d^(-1/2), 其中，反映移动单个位错时产生的晶格磨损阻力 σ?为 592.54 MPa, 与资料种类?性质以及晶粒尺寸有关的常数为 166.96?

2.3 断裂韧度

Ti55531合金经分歧冷却速度炉冷后的断裂韧度如图 5 所示?从图 5 能够看出，随着冷却速度的提高，Ti55531合金的断裂韧度出现逐步降低的趋向，由非控温方式天然炉冷时的 121.3 MPa?m^(1/2) 降低至按 2.5~2.7 ℃/min 冷却时的 85.3 MPa?m^1/2。。

钛合金中析出的 α 片层厚度是决定其断裂韧性的重要成分?宽 α 片层裂纹尖端形成浮泛所必要的应力要大于细 α 片层裂纹尖端形成浮泛所必要的应力?若 α 片层断裂所需的能量大于绕过 α 集束的能量，裂纹则向集束方向偏转 [17], 随着 α 片层厚度的增长，能够有效阻止裂纹直线扩大，从而亏损更多的能量，使合金拥有更高的断裂韧性?

本尝试中，随着冷却速度的提高，冷却过程中析出的晶内片层状 α 相厚度逐步减。。沟 Ti55531合金的断裂韧度逐步降低?因而对于 Ti55531合金，其断裂韧度与冷却过程中析出的片层状 α 相厚度呈正有关关系?

2.4 冲击吸收能量

Ti55531合金经分歧冷却速度炉冷后的冲击吸收能量如图 6 所示?从图 6 能够看出，随着冷却速度的提高，Ti55531合金的冲击机能出现逐步降低的趋向，冲击吸收能量由非控温方式天然炉冷时的 40.0 J 降低至按 2.5~2.7 ℃/min 冷却时的 32.5 J?以上了局批注，Ti55531合金的冲击吸收能量也与其冷却过程中析出的片层状 α 相厚度呈正有关关系?

冲击机能反映了资料在冲击载荷作用下吸收塑性变形功和断裂功的能力，其对资料显微组织结构和状态比力敏感?在绝大无数情况下，片层组织钛合金的冲击韧性较其它组织类型钛合金有肯定水平的降低 [18-19]?由图 2 可知，随着冷却速度的提高，晶内片层状 α 相厚度出现逐步减小的趋向，当片层状 α 相厚度较大时，α/β 界面数量相对较少，单元体积内所占比例较。。垂收衔淮砘疃淖璋闲。。诔寤髟睾傻淖饔孟拢阕 α 相之间的协调性提高，产生的应力较。。蚨跞趿肆盐频男纬；当裂纹形成后，裂纹扩大与其尖端的应力场有较大关系?裂纹总是选择能量最低的蹊径扩大?当片层状 α 相厚度较大时，裂纹穿过 α 片层所亏损的能量大于裂纹转向或分叉所需的能量，此时裂纹将沿着 α 片层进行扩大，使裂纹扩大蹊径的崎岖水平增长，从而提高了裂纹的扩大功，因而较厚的片层状 α 相可能使资料获得更高的冲击吸收能量 [20-21]?

3、、、结 论

(1) Ti55531合金经分歧冷却速度炉冷后，均形成了显著的晶界 α 相，显微组织均由平直晶界 α 相 (α?GB?)、、、残存 β 相以及尺寸不一的晶内片层状 α 相 (α?WM?) 组成。。随着冷却速度的提高，晶内片层状 α 相厚度出现逐步减小的趋向，而晶界 α 相厚度变动不显著?

(2) Ti55531合金 β 退火冷却时析出的片层状 α 相厚度与其力学机能有着直接的关系，随着冷却速度的提高，其抗拉强度和屈服强度逐步增长，延长率和断面收缩率逐步降低?此外，以非控温方式天然炉冷时的拉伸强度显著低于按设定冷却速度炉冷时的拉伸强度?

(3) Ti55531合金的片层状 α 相厚度 d 值和屈服强度之间较好的切合 Hall-Petch 关系，复有关系数 R 值为 0.974,Hall-Petch 方程为 σ?=592.54+166.96 d^(-1/2)。。

(4) Ti55531合金的断裂韧度和冲击吸收能量均与冷却析出的片层状 α 相厚度呈正有关关系，随着片层状 α 相厚度的减。。狭讶投群统寤魑漳芰烤鱿种鸩郊跣〉那飨?

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（注，原文标题：：冷却速度对Ti55531合金组织与机能的影响）