1、引 言

随着航空工业的急剧发展，，对新型结构资料的要求日益提高，，不仅必要具备优越的力学机能，，还必要适应复 杂的工艺要求并维持较低的成本！！！。在此布景下，，新型钛合金的设计与开发成为了关键！！！。传统的高强高韧钛合金如美国的 Ti-1023 和俄罗斯的 BT22（国内商标 TC18）已在航空领域得到了宽泛的利用，，俄罗斯与欧洲空客公司在BT22的基础上持续进行优化改进，，结合研制出了综合机能更优异的Ti-55531合金！！！。Ti-55531合金的设计思路重要是通过调整BT22的合金成分，，如降低Fe元素、增长Zr元素等，，从而有效削减β斑偏析出现的可能性，，并进一步提高了资料强度及淬透性！！！。Ti-55531合金的名义成分为 Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr-1Zr，，是一种新型高强韧亚稳 β 型钛合金，，其含有大量的β相不变元素如钼、钒和铬！！！。这使得它在淬火后仍能维持齐全的β相，，并拥有较低的α/β转变温度！！！。与Ti-1023合金相比，，Ti-55531合金在冶炼和加工成本上更为经济，，且不易出现成分偏析！！！。此外，，它还展示出更高的比强度、抗拉强度、断裂韧性和淬透性！！！。这些利益使得Ti-55531合金在强度、韧性的调控上拥有更高的矫捷性，，实现了杰出的综合力学机能匹配！！！。

Ti-55531合金出格适合制作必要高强度和减重的大型承力构件，，如飞机机翼/悬挂接头、起落架/机翼接头以及起落架前起/主起等结构件！！！。在航空领域拥有辽阔的利用远景，，尤其是在大型飞行器上，，展示出极高的利用价值！！！。例如，，在欧洲空客公司的A350及A380超大型远程宽体客机上，，该合金已被用于起落架、机翼与挂架的衔接装置等关键部位！！！。随着航空工业的持续发展，，Ti-55531合金有望在更多领域得到利用和推广！！！。

钻研报道[1–4]，，由于钛的晶格结构为各向异性的密排六方结构，，因而钛合金中 α/β 两相的匹配及织构通常使其阐发出较大的室温机能各向异性，，尤其是在经热处置强化后的高强钛合金中此景象尤为显著！！！。本文钻研团队基于前期Ti-55531钛合金固溶时效态棒材的研制出产经验及理化数据堆集，，发现固溶时效态Ti-55531合金棒材存在室温拉伸各项异性，，尤其是延长率的差距性较为显著！！！。迄今，，国内外对于Ti-55531合金组织与机能关系的钻研已有大量报道[5–10]，，然而针对高强钛合金，，尤其是Ti55531合金棒材力学机能各向异性机制分析的有关钻研鲜有报道！！！。

基于以上布景，，为了加深对Ti-55531合金的理解，，从而领导优化棒材铸造工艺并进一步减弱棒材横纵向机能差距！！！。本钻研选取室温拉伸及断裂韧性测试，，并结合多种显微组织表征伎俩，，对Ti-55531合金大规格棒材力学机能各向异性进行了系统分析和钻研！！！。探索资料微观组织与力学机能的关系，，以揭示导致机能各向异性的底子原因！！！。本钻研对于领导优化Ti-55531合金的铸造工艺拥有重要意思！！！。同时，，钻研了局可供有关设计部门参考用于 Ti-55531 合金的结构资料设计，，有助于推动 Ti-55531合金在国内航空航天等领域的利用！！！。

2、尝试

试验所用原资料为陕西天成航空资料股份有限公司所出产的Φ400 mm大规格Ti-55531合金棒材，，化学成分领域如表1所示！！！。钛合金铸锭选用0级以上小颗：：Ｃ囝巡⒃龀た隙ū壤 Al-Mo-V 三元合金等中央合金制备，，利用100MN油压机及真空焊箱别离进行电极块压抑（电极块密度≥3.5 g/cm3）及真空焊接，，随后经3次真空自耗电弧熔炼（VAR），，获得直径约 750 mm 制品铸锭！！！。铸造使用西马克100MN四柱下拉式快锻机组，，整个铸造过程蕴含“高-低-高-低”多火次开坯铸造及相变点（约845 ℃）以下的改锻与成型，，最终获得横向低倍组织藐小均匀的Φ400 mm大规格Ti-55531合金棒材！！！。

表 1 Ti-55531 合金化学成分 Table 1 Chemical composition of Ti-55531 alloy (wt%)

选取室温拉伸和断裂韧性测试表征Ti-55531合金的塑性各向异性，，其中室温拉伸使用棒状试样，，别离沿 Φ400 mm棒材长度方向LD和径向RD取样，，断裂韧性测试选取紧凑拉伸（CT）试样，，凭据断面法线和裂纹扩大方向的分歧组合分为2种试样，，切向TD和RD的组合简称T-R，，LD 和 TD 的组合简称 L-T，，所有试样均在棒材的0.5R 处取样，，如图 1 所示！！！。

室温拉伸机能测试在 MTS E45.305型微机节制电子全能试验机上进行，，试样标距段直径为5 mm，，选取25 mm引伸计，，拉伸应变速度为2.5×10^-4 s^-1，，试样屈服后取下引伸计，，拉伸选取位移节制，，速度为4.5 mm/min！！！。CT试样凭据ASTM尺度E1820-15制备，，试样厚度B=30 mm，，宽度W=60 mm，，预制委顿裂纹，，裂纹初始长度约30 mm！！！。

选取光镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）及电子背散射衍射（EBSD）技术表征Ti-55531合金初始状态和变形后的显微组织！！！。OM和SEM描摹表征试样选取Kroll试剂（HF:HNO₃:H₂O=1:1:8）侵蚀，，侵蚀功夫3~5 s，，待理论侵蚀痕迹出现后借助扫描电子显微镜（SEM）获取试样理论组织描摹及相描摹！！！。EBSD试样选取水砂纸研磨至7000#，，随后使用二氧化硅（SiO₂）悬浮液与过氧化氢（H₂O₂）溶液抛光 ，，溶液配比 7:3，，抛光功夫约 60 min，，EBSD数据借助AZtecCrystal软件进行分析！！！。

3、了局与会商

3.1　Ti-55531棒材初始组织

3.1.1　显微组织描摹

首先，，对 Ti-55531 棒材的锻态显微组织，，蕴含相组成、描摹和取向特点等进行分析！！！。从棒材0.5R处罚别沿纵截面和横截面取样，，分歧截面的OM、SEM组织描摹如图 2 所示！！！。锻态 Ti-55531 合金呈典型的双态组织，，存在大量等轴的初生α相（αP），，且β基体中弥散散布着藐小的次生α相（αS），，如图2c~2d所示！！！。其中，，等轴αP的体积分数约16%，，晶粒尺寸5~10 μm！！！。由图2a和2b纵截面和横截面的 OM 组织照片能够看出，，锻态 Ti-55531 合金的 β晶粒尺寸较大，，且沿纵向伸长，，纵向晶粒长度1~2 mm，，而横截面上近似等轴状，，晶粒尺寸只有 200~300 μm，，长径比5~10，，β晶粒出现显著的描摹各向异性，，没有观察到沿β 晶界陆续散布的条带状 α_P！！！。此外，，从图 2c~2d 的 SEM显微组织描摹能够观察到，，大量αP沿纵向的长度大于径向尺寸，，出现类似于β晶粒的描摹各向异性，，只是各向异性的水平较低！！！。结合Ti-55531棒材的铸造工艺分析，，α+β两相区的改锻成型使α_P充分破碎等轴化，，但同时由于钛合金的塑性流变，，β 晶粒沿纵向伸长，，从而形成肯定的纤维组织描摹！！！。

3.1.2　晶体取向分析

选取EBSD进一步分析Ti-55531棒材0.5R处纵截面的晶体取向信息，，了局如图3所示！！！。从图3a、3b中分歧截 面的IPF云图能够得出，，Ti-55531锻态合金的β晶粒出现显著的描摹各向异性，，同时存在显著的塑性变形特点！！！。β相的{110}极图存在显著对称性，，结合取向云图和织构组分分析，，能够确定分析区域内存在{110}<11ˉ0>织构，，并且<110>织构组分约占48.5%，，为该区域的重要织构！！！。钻研批注，，<110>丝织构是钛合金β相的典型轧制或拉伸织构 ，，在钛合金高温铸造过程中极易出现[11–13]！！！。在 Ti55531棒材铸造过程中，，最终两相区的改锻重要为拔长变形，，且心部变形量较大，，因而0.5R处<110>丝织构组分显著增长！！！。

β 晶粒内部和晶界处都散布着大量的等轴 αP 晶 粒，，且大部门等轴 αP和 β 相遵循 Burgers 取向关系，，即{0001}α||{110}β，，<112ˉ0>α||<111>β！！！。结合前面观察到的 αP描摹特职能够得出，，α相尤其是等轴αP的描摹和取向织构，，是复杂热力耦合作用下的变形、相变和球化共同造成的[14]！！！。由于Ti-55531锻态合金的室温变形重要通过β相进行，，因而对于α相的组织形成原因不做深刻会商！！！。

3.2　塑性各向异性-组织关系

3.2.1　室温拉伸各向异性

Ti-55531合金2种分歧取向试样的室温拉伸了局如图4所示，，RD和LD方向各拔取3组典型的真应力-真应变曲线！！！。由于室温拉伸测试过程中，，屈服前和屈服后别离选取引伸计应变速度节制和拉伸机位移节制，，且位移节制的应变速度较高，，因而各条拉伸曲线在去除引伸计后都出现应力值忽然升高，，但并不影响资料机能的测定！！！。

通过拉伸曲线分析可得，，LD 方向的均匀屈服强度为1207.3 MPa，，略低于RD方向的1235.4 MPa，，而均匀断裂应变为13.1%，，远高于RD试样的4.9%！！！。Ti-55531棒材横纵向的屈服强度略有差距，，而纵向的室温塑性显著优于径向，，出现显著的塑性各向异性！！！。

Ti-55531 合金的屈服强度与其组织特点，，蕴含 α 相含量、αP和 αS的尺寸描摹以及 α/β 相织构类型等亲昵有关[15–16]！！！？？Ｋ伎嫉絉D和LD拉伸试样仅有取样方向差距，，能够排除组织在三维前提下 α 相含量和状态尺寸的影响，，本钻研只思考分歧取样方向下α相和β相的二维描摹及晶体取向差距，，即描摹各向异性和取向织构对机能的影响！！！。Ti-55531棒材的初始组织分析了局批注，，β相整体呈短棒状状态，，RD和TD尺寸类似，，而LD显著较长！！！。别离沿 RD 和 LD 方向拉伸时，，最大切应力方向（45°方向）在β晶粒内穿过的距离即等效滑移距离相称，，批注β晶粒的描摹对合金屈服强度的各向异性影响不大！！！。钻研批注，，钛合金中β相的室温变形重要产生在{101}<111>滑移系上[17–19]！！！。图5为RD和LD加载方向上，，β相的反极图和对应取向下{101}<111>滑移系的最高 Schmid 因子散布！！！。从图5中能够看出，，沿RD加载方向，，β相的取向织构集平散布在<001>和<111>方向左近，，其中<001>方向的Schmid 因子为 0.40~0.48，，<111>方向的 Schmid 因子为0.32~0.40！！！。沿LD加载方向，，β相的取向织构强度较弱，，重要散布在<101>方向左近，，此时的Schmid因子在0.44~0.50 之间散布！！！。由此可见 ，，沿 LD 方向加载时 ，，β 相 {101}<111>滑移系的均匀Schmid因子值略高与RD方向加载，，滑移系更容易激活，，对应较低的屈服强度！！！。这一结论切合拉伸尝试了局，，注明 β 相的取向织构是造成 Ti55531合金屈服强度各向异性的重要原因！！！。Ti-55531合金室温拉伸变形过程中，，相比体心立方的β相基体，，六方结构的α相重要起到强化的作用[20]，，变形初期承担的塑性变形较小，，不必要思考取向特点对滑移系开动的影响！！！。

同时，，思考到αS尺寸较小且均匀析出，，而等轴 αP存在肯定的描摹各向异性但并不显著，，因而α相的组织特点不是导致 Ti-55531 合金出现屈服强度各向异性的重要原因！！！。对比Ti-55531合金RD和LD试样的室温拉伸曲线，，弹性段、屈服段和塑性变形的强化阶段差距并不显著，，因而2种试样的塑性差距能够归因于裂纹-孔洞萌生尤其是裂纹扩大阻力的区别！！！。

3.2.2　断裂韧性各向异性

Ti-55531合金分歧取向试样的断裂韧性测试了局如表2所示，，别离在棒材头部、中部和尾部的0.5R处取样，， T-R和L-T方向各取2个试样进行测试！！！。从表2中数据能够得出，，Ti-55531棒材分歧地位的断裂韧性略有差距，，但无论取样地位若何变动，，T-R试样的KIC值都远小于L-T试样！！！。分歧地位T-R试样的均匀KIC值为65.45 MPa·m1/2，，而 L-T 试样的均匀 KIC值为 92.80 MPa·m1/2！！！。T-R 试样和L-T试样的断裂面别离为棒材纵截面和横截面，，对应室温拉伸的RD和LD试样！！！。这一了局批注，，Ti-55531合金的室温塑性各向异性与断裂韧性值即裂纹扩大阻力存在对应关系，，断面裂纹扩大阻力越小，，相应的室温拉伸塑性越低！！！。Ti-55531合金断裂韧性和室温塑性的各向异性，，与显微组织特点蕴含β相的描摹和取向织构的关系，，必要结合断口分析进行深刻钻研！！！。

3.2.3　断口分析

Ti-55531合金RD和LD室温拉伸试样的断口描摹如图6所示！！！。从图6中能够看出，，分歧取向拉伸试样的断口描摹存在显著差距，，RD试样断口相对平坦，，理论存在多条相互平行的条纹，，在电镜下阐发为高度差距显著的台阶和相对不显著的迹线，，如图6a所示，，而LD试样的断口阐发出显著的颈缩，，断口中心区域凹凸不平（图6c白色 虚线区域），，存在大量凹坑和带有平坦断口的突起，，边缘区域为倾斜的剪切唇，，部门剪切唇区域也能观察到台阶描摹！！！。RD试样断口理论的平行条纹间距100~200 μm不等，，同时LD试样断口中心区域的坑洞和突起，，以及剪切唇区域台阶尺寸约为200~300 μm，，且坑洞和突起的描摹与β晶粒的描摹特点类似，，批注横纵向拉伸断裂与β晶粒均有亲昵联系！！！。此外，，RD 试样和 LD 试样的断口，，微观断口描摹均出现出典型的韧性断裂特点，，断口理论存在大量韧窝，，区别在于RD断口多为浅韧窝，，而LD断口韧窝显著更深！！！。

表 2 分歧取向的断裂韧性KIC值 Table 2 Fracture toughness (KIC) in different directions (MPa·m?/?)

图7为断裂韧性测试T-R和L-T试样的断口宏观描摹，，竖直方向由下往上为裂纹扩大方向！！！。图中所示中心区域和左右两侧CT试样理论左近区域的应力状态分歧，，别离对应平面应变和平面应力状态，，断口分析以中心区域为准！！！。此外，，必要把稳的是中心区域除靠近底部预制裂纹的部门区域为裂纹稳态扩大之外，，大部门断口均为失稳扩大区域！！！。但是，，依然能够发现断裂韧性试样的断口与室温拉伸断口存在肯定的类似性，，T-R试样断口存在平行条纹，，类似RD拉伸断口，，而L-T试样的断口描摹类似 LD 拉伸断口剪切唇区域的描摹！！！。这一了局批注，，Ti-55531合金拉伸和断裂韧性测试时的裂纹扩大微观机制类似，，裂纹扩大阻力的差距影响了拉伸塑性的巨细！！！。

3.2.4　裂纹扩大蹊径

为了深刻分析Ti-55531合金的断裂机制，，对室温拉伸断裂试样的裂纹扩大蹊径进行了组织表征！！！。图 8 为RD试样的断口剖面描摹，，剖面沿纵向且垂直于断口理论的平行条纹，，OM和EBSD表征了局对应统一区域，，但角度略有偏转！！！。RD试样剖面的OM和IPF云图批注，，断口理论的平行条纹沿β晶粒长度方向，，裂纹沿垂直于β晶粒长度方向扩大，，穿过β晶粒内部并在晶界处扭折形成台阶！！！。由于试样产生了 5% 左右的塑性变形，，资料内部位错密度和晶格畸变较高，，EBSD标定率很低，，从IPF云图中能够观察到大量微观剪切带，，且变形重要集中在β相内部！！！。

图9为LD试样的断口剖面描摹！！！。相比横向拉伸断裂，，纵向断口剖面显著更为崎岖！！！。由于纵向拉伸延长率较高，，且断口左近存在显著颈缩，，部门塑性变形量大，，断口左近 β 晶粒显著被拉长，，同时 β 相的 EBSD 标定率极低，，只能标定等轴α_P，，批注室温塑性变形重要集中在β相中！！！。从裂纹扩大蹊径来看，，试样中心断口垂直于拉伸载荷方向，，为裂纹萌生区，，两侧剪切区裂纹比力崎岖，，可能存在沿β晶界的裂纹扩大！！！。

Ti-55531棒材遍地分歧取向的断裂韧性试样宏观裂纹扩大蹊径如图10所示！！！。从图10中能够看出，，宏观裂纹扩大蹊径的描摹和断裂韧性值有关，，无论铸锭头部、中部或尾部，，相比T-R试样，，L-T试样的断裂韧性值更高，，且裂纹扭折水平更大，，同时裂纹扩大蹊径上的塑性变形区域更为显著，，变形水平更高！！！。断裂韧性反映的是资料抵抗裂纹失稳扩大的能力！！！。由前面所述拉伸机能及断口描摹分析了局可知，，RD和LD拉伸的区别重要在于拉伸后半段裂纹扩大阶段的差距！！！。结合断裂韧性了局和扩大蹊径分析能够确定，，Ti-55531棒材的塑性各向异性是由于横向和纵向的裂纹扩大阻力分歧导致的，，断裂韧性值越高，，裂纹扩大阻力越大，，相应的室温延长率越大！！！。

3.2.5　塑性各向异性成因分析

基于Ti-55531棒材的机能测试、组织表征和断口分析了局，，其塑性各向异职能够从形变机制、裂纹萌生和裂纹扩大3个方面来诠释！！！。

首先，，在拉伸变形初始阶段，，钛合金机能重要受晶体取向、晶粒尺寸、晶界散布等组织特点的影响，，取决于滑移系开动的几多和难易水平！！！。Ti-55531 合金主相为 β相，，且塑性变形也重要产生在β相中（从SEM和EBSD了局中得出），，α 相重要是随 β 相动弹以协调变形！！！。由于 β相晶粒纵向伸长而横截面近似等轴状，，纵向和横向拉 伸时位错的有效滑移距离一样，，同时分歧拉伸方向下{101}<111>滑移系的均匀Schmid因子差距较小，，因而屈服强度的各向异性相比塑性差距，，并不显著！！！。

其次，，思考组织特点对Ti-55531合金裂纹或孔洞萌生的影响！！！。断口分析了局批注，，Ti-55531合金RD和LD拉伸断裂均为韧性断裂，，在中心区域等轴αP周围形成孔洞，，最终通过孔洞联接或裂纹扩大导致断裂，，多处裂纹沿α/β相界面扩大，，如图11所示！！！。区别在于，，RD试样断前塑性变形量较小，，裂纹扩大蹊径崎岖且与等轴αP亲昵有关，，但部门裂纹清澈且平直，，而LD试样塑性变形量大，，裂纹边缘尖端突起较多，，对应断口上的韧窝！！！。Ti-55531棒材内部存在等轴 αP的取向织构和描摹各向异性，，但 α相织构强度较弱，，且塑性变形重要通过β相进行！！！。只管如此，，思考到Ti-55531合金韧性断裂过程中，，孔洞形核长大是裂纹萌生甚至扩大过程的重要阶段，，α相的取向和描摹特点依然有肯定影响，，如图11c所示！！！。

从断裂韧性测试了局能够看出，，Ti-55531合金纵向裂纹扩大阻力显著高于横向！！！。在平面应变前提下，，裂纹尖端塑性区半径(rP)能够凭据以下公式推算[21]：：

式中，，K为断裂韧性，，Re为屈服强度！！！。由此可得Ti-55531合金的裂纹尖端塑性区尺寸为300~700 μm，，思考到横截面上的 β 晶粒尺寸为 200~300 μm，，则 β 晶粒内部塑性变形和晶界对于裂纹扩大塑性变形均有重要影响！！！。

综上所述，，Ti-55531合金的断裂韧性及拉伸塑性重要取决于β晶粒描摹各向异性，，并受取向织构的影响！！！。

3.3　尝试验证

选取热处置和室温拉伸尝试对上述结论进行验证！！！。

在 830 ℃（α+β 两相区）和 950 ℃（β 单相区）别离对 Ti55531棒材进行固溶处置 ，，最终组织均为网篮组织 ，，EBSD取向散布了局如图12所示！！！。从图12中能够看出，，2种固溶处置均产生了β相再结晶，，锻态合金中β相的纤维组织（描摹各向异性）隐没，，相比 830 ℃固溶处置，，950 ℃固溶的Ti-55531合金的β晶粒尺寸更大，，且再结晶越发充分！！！。将2种分歧热处置后β相的极图与锻态合金进行对比能够发现，，830 ℃固溶处置固然解除了β晶粒的描摹各向异性，，但晶体取向散布与锻态类似，，取向织构仍保留了下来，，而950 ℃固溶处置后，，锻态<110>丝织构齐全隐没，，起头形成{100}再结晶织构！！！。

热处置后Ti-55531棒材分歧取向的室温拉伸机能如表3所示！！！。从表3中能够得出，，2种分歧温度的固溶处置后，，统一温度下的Ti-55531合金RD试样和LD试样抗拉强度差距都不大 ，，没有阐发出显著的取向差距！！！。经830 ℃固溶处置后，，RD 和 LD 试样的抗拉强度均高于950 ℃固溶处置的试样！！！。这种强度差距能够归因于β晶粒的尺寸差距，，950 ℃固溶 Ti-55531 合金的晶粒尺寸显著增长，，从而导致抗拉强度降低！！！。对于室温塑性，，Ti55531合金经830℃固溶处置后，，RD试样的延长率和断面收缩率均显著小于LD试样，，仍存在塑性各向异性，，但与锻态相比各向异性的水平显著减弱！！！。经950 ℃固溶处置后，，RD 试样和 LD 试样相比，，延长率和断面收缩率的差距进一步缩小，，塑性各向异性的水平进一步减弱，，但强度降低显著！！！。

表 3 热处置后分歧取向试样的室温拉伸机能 Table 3 Room temperature tensile properties of specimens with different orientations after heat treatment

Ti-55531合金热处置后室温塑性的变动验证了之前的结论，，即β晶粒描摹的各向异性是导致塑性各向异性的重要原因，，同时受β相取向织构等成分的影响！！！。830 ℃固溶处置后，，解除了β晶粒的描摹各向异性，，随着固溶温度增大到950 ℃，，β相的取向织构随之隐没，，同时RD和LD的塑性差距越来越小！！！。此外，，固溶处置也同时解除了锻态合金中的等轴αP，，因而αP的描摹和取向织构对塑性各向异性的影响也随之减弱！！！。

4、结论

1）Ti-55531棒材0.5R处RD方向的屈服强度略高于LD，，这是由于锻态合金中 β 相存在<110>织构，，导致 RD方向{101}<111>滑移系的Schmid因子小于LD方向，，拉伸时激活滑移系的难度更高！！！。

2）Ti-55531棒材的拉伸塑性与断裂韧性存在显著关联，，LD试样的拉伸塑性远高于RD试样，，同时L-T试样的断裂韧性优于T-R试样，，批注合金室温塑性的各向异性重要取决于裂纹扩大阶段，，受裂纹扩大阻力及有关组织特点的影响！！！。

3）Ti-55531合金室温塑性的各向异性重要取决于β晶粒描摹各向异性，，并受β相取向织构和等轴αP散布等成分的影响，，该结论通过热处置和室温拉伸尝试进行了验证！！！。

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