鈦及鈦合金具有十分優(yōu)異的性能，例如良好的蠕變性能、斷裂韌度、耐高溫性以及優(yōu)異的抗沖蝕性等，在航空工業(yè)、高溫發(fā)動機(jī)葉片、醫(yī)療器械等領(lǐng)域中廣泛使用［1-2］。Ti-55511鈦合金是一種富β穩(wěn)定元素的α+β型兩相鈦合金，由于該合金具有高強(qiáng)高韌、焊接性能良好以及淬透性優(yōu)異等特性，在飛機(jī)的起落架、底盤、發(fā)動機(jī)葉片等結(jié)構(gòu)件中得到廣泛應(yīng)用［3］。

目前，關(guān)于Ti-55511鈦合金熱處理工藝的研究較多。牟芃威等［4］對Ti-55511鈦合金進(jìn)行了固溶時效處理，發(fā)現(xiàn)合金經(jīng)固溶時效處理后的力學(xué)性能得到明顯提升，并且固溶會使組織中形成過飽和固溶體，再經(jīng)時效處理后，組織中會析出次生α相。辛宏靖等［5］也研究了固溶時效對Ti-55511鈦合金組織與力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)固溶會使組織中發(fā)生元素再分配，并發(fā)現(xiàn)固溶溫度會影響組織中初生α相的比例，且會影響時效時析出次生α相的含量，從而影響合金強(qiáng)度。張穎等［6］對Ti-55511鈦合金進(jìn)行了雙重退火處理，發(fā)現(xiàn)合金經(jīng)雙重退火處理后，組織為典型的魏氏組織，且試樣強(qiáng)度降低，塑性提高。

綜上所述，雖然目前較多學(xué)者對Ti-55511鈦合金的熱處理工藝進(jìn)行了大量研究，但主要均是以普通的固溶時效以及退火工藝為主，未進(jìn)行新的熱處理工藝研究。而BASCA(β退火+緩慢冷卻+時效)工藝是一種新提出的熱處理工藝，目前僅應(yīng)用于少量的近β鈦合金中。隨著近年來Ti-55511鈦合金的應(yīng)用不斷增加，尤其是在航天航空領(lǐng)域，故本文將BASCA熱處理工藝應(yīng)用于Ti-55511鈦合金中，分析該工藝對Ti-55511鈦合金微觀組織以及力學(xué)性能的影響，為Ti-55511鈦合金的熱處理工藝研究提供參考。

1、試驗材料與方法

試驗材料為經(jīng)多火次鍛造而成的Ti-55511鈦合金棒材，棒材終鍛規(guī)格為φ245mm，采用ICP發(fā)射光譜儀測試棒材的元素含量，具體結(jié)果如表1所示。依據(jù)GB/T23605—2020《鈦合金β轉(zhuǎn)變溫度測定方法》測試棒材β轉(zhuǎn)變溫度，測得的β轉(zhuǎn)變溫度為890～895℃。

Ti-55511鈦合金棒材的原始微觀組織如圖1所示，該組織主要由β轉(zhuǎn)變組織和α相構(gòu)成，并有α晶界存在，其中α相尺寸長短不一，α相以大量細(xì)小條狀為主且平行或交錯均勻分布在基體上。

將棒材切割加工，隨后對棒材進(jìn)行BASCA工藝熱處理，本文將BASCA工藝細(xì)分為BASC工藝與BASCA工藝，區(qū)別為是否進(jìn)行A階段(即時效處理)，具體熱處理方案如表2所示。熱處理后，對合金進(jìn)行微觀組織觀察，同時測試?yán)煨阅堋Ｆ渲欣煨阅軠y試取樣方向為L向(棒材縱向)，利用INSTＲON電子萬能試驗機(jī)，依據(jù)GB/T228．1—2021《金屬材料拉伸試驗第1部分:室溫試驗方法》進(jìn)行拉伸試驗，每組3個平行試樣，最后取3個結(jié)果的平均值。合金的相組成使用EmpyreanX射線衍射儀(XＲD)進(jìn)行分析，Cu靶材，電流為40mA，電壓為40kV，掃描速度為10°/min，掃描角度范圍為30°～80°。在OLYMPUS光學(xué)顯微鏡下觀察顯微組織，斷口形貌以及高倍微觀組織采用SUPＲA55型掃描電鏡(SEM)進(jìn)行觀察，使用配比為HF∶HNO₃∶乳酸=1∶3∶5(體積比)的腐蝕劑進(jìn)行腐蝕。

2、試驗結(jié)果與討論

2.1微觀組織

圖2為合金經(jīng)BASC工藝處理后的微觀組織，與棒材原始微觀組織相比，經(jīng)BASC工藝處理后，組織中α相形貌、分布情況以及尺寸均有所改變。組織中的α相尺寸相比原始組織中的α相有一定程度的增加，α相形貌包括大量條狀、少量等軸狀以及個別塊狀。

同時發(fā)現(xiàn)組織中β轉(zhuǎn)變組織不明顯，α相均勻分布在β基體上。隨著BA溫度的升高，組織中α相數(shù)量以及尺寸有減小現(xiàn)象，這是因為溫度升高會使組織中α相發(fā)生轉(zhuǎn)變，即發(fā)生α→β轉(zhuǎn)變，在升溫的過程中，組織中α相發(fā)生溶解的順序與原始組織中α相發(fā)生析出的順序相反，首先是尺寸較小較薄的α相發(fā)生溶解，隨后是尺寸較大較厚的α相發(fā)生溶解，最后導(dǎo)致α相含量以及尺寸減小［7］。

圖3為合金經(jīng)BASCA工藝處理后的微觀組織，相比于圖2，發(fā)現(xiàn)此時組織中β轉(zhuǎn)變組織明顯，組織變得更加均勻穩(wěn)定。β轉(zhuǎn)變組織變得明顯，說明合金經(jīng)BASCA工藝中的時效處理后(A階段)，組織中的亞穩(wěn)定β相發(fā)生分解，析出更多次生α相以及穩(wěn)定的低溫β相。結(jié)合圖2、圖3可知，BA溫度可影響組織中α相尺寸，也可影響組織中α相形貌。當(dāng)BA溫度較低時，低溫導(dǎo)致原子擴(kuò)散能力下降，在SC階段的冷卻過程中，組織中形成的亞穩(wěn)定β相含量較少，導(dǎo)致在A階段析出次生α相能力減弱。當(dāng)BA溫度升高，SC階段形成的亞穩(wěn)定β相含量增加，導(dǎo)致A階段析出的次生α相含量增加，組織中次生α相的彌散度增大，組織更加穩(wěn)定。

2.2物相分析

圖4(a)為合金經(jīng)BASC工藝處理后的XＲD圖譜。合金在加熱過程中會發(fā)生α→β相轉(zhuǎn)變，在加熱結(jié)束后的冷卻過程中，組織會產(chǎn)生β→α相轉(zhuǎn)變。研究表明［8-9］，在冷卻過程中，β相會進(jìn)行β→α'、β→α″以及β→α3種類型的轉(zhuǎn)變，α'相與α″相主要是以切變方式進(jìn)行轉(zhuǎn)變，α相主要是以擴(kuò)散方式進(jìn)行轉(zhuǎn)變。

而過冷度的大小是決定發(fā)生何種轉(zhuǎn)變方式的主要因素，當(dāng)組織中產(chǎn)生較大過冷度時，β相會以切變轉(zhuǎn)變的形式轉(zhuǎn)變?yōu)棣?#39;相或α″相，當(dāng)組織中產(chǎn)生較小過冷度時，β相會通過擴(kuò)散轉(zhuǎn)變形成α相。在BASC工藝中，合金首先隨爐冷卻至750℃，此過程為緩慢的爐冷，產(chǎn)生十分小的過冷度，隨后再進(jìn)行空冷，因為該階段進(jìn)行冷卻的溫度較低，且冷卻方式為空冷，其產(chǎn)生的過冷度較小，故組織中形成α相。也有文獻(xiàn)指出［9］，通常情況下，水冷產(chǎn)生的過冷度是組織中發(fā)生切變轉(zhuǎn)變的必備條件，故經(jīng)BASC工藝處理后，合金的衍射峰主要由α相與β相構(gòu)成。

圖4(b)為合金經(jīng)BASCA工藝處理后的XＲD圖譜，因為合金在該工藝中會進(jìn)行一次時效處理，該過程會使組織中的亞穩(wěn)定β相發(fā)生分解，最終形成穩(wěn)定的α相與β相。同時發(fā)現(xiàn)，當(dāng)BA溫度發(fā)生變化時，XＲD圖譜中α相與β相的衍射峰強(qiáng)度有所改變，這是由于不同的BA溫度會使β轉(zhuǎn)變組織中元素含量發(fā)生改變。在BA溫度升高的過程中，β轉(zhuǎn)變組織中的β類穩(wěn)定元素Mo、V的含量會有所降低，二者會影響晶格常數(shù)或占據(jù)特定的晶位，其含量的變化會影響到晶格或晶位的狀態(tài)，從而影響衍射峰強(qiáng)度。

此外，BA溫度升高還會使得α類穩(wěn)定元素Al的含量增加，其會導(dǎo)致α相的晶體結(jié)構(gòu)發(fā)生變化，比如晶格常數(shù)、晶胞體積等，這些變化也會直接影響到α相的衍射峰強(qiáng)度。即改變BA溫度會使得β轉(zhuǎn)變組織中的元素發(fā)生再分配現(xiàn)象，進(jìn)而導(dǎo)致衍射峰的強(qiáng)度發(fā)生變化［10-11］。

2.3拉伸性能

圖5為合金經(jīng)BASC與BASCA工藝處理后Ti55511鈦合金的室溫拉伸性能，由圖5可知，合金經(jīng)BASC工藝處理后，強(qiáng)度隨著BA溫度的升高而升高，而塑性呈現(xiàn)相反趨勢。合金經(jīng)BASCA工藝處理后，其拉伸性能變化趨勢與BASC工藝處理后一致。經(jīng)比較，合金經(jīng)BASCA工藝處理后，強(qiáng)度更高，但塑性略差。經(jīng)BASCA工藝處理后，當(dāng)BA溫度為855℃時，合金強(qiáng)度最大，其最大抗拉強(qiáng)度(Ｒm)為1131MPa，最大屈服強(qiáng)度(Ｒp0．2)為1034MPa。經(jīng)BASC工藝處理后，當(dāng)BA溫度為815℃時合金塑性最佳，其斷后伸長率(A)為23%，斷面收縮率(Z)為45%。

當(dāng)合金經(jīng)BASC工藝處理后，BA溫度較低時，組織中初生α相含量較多，這會減小組織滑移帶之間距離，大量初生α相會使組織內(nèi)部位錯線更加細(xì)密和均勻，減小在晶界處產(chǎn)生的位錯塞積，延遲拉伸過程中孔洞的形核與生長，拉伸試樣在斷裂前會有較大的形變，提升合金塑性［12］。同時，合金的組織中存在較多等軸狀以及條狀的初生α相，二者與β基體之間不存在固定位向關(guān)系，在塑性變形時，位錯形成后會遇到較容易開動的滑移面，對塑性變形產(chǎn)生協(xié)調(diào)作用，使得合金塑性較高［13］。隨著BA溫度升高，組織中初生α相含量降低，且析出次生α相含量增加，由于組織中初生α

相對合金的塑性有較大的影響，其含量越多塑性越好，故初生α相含量降低導(dǎo)致合金塑性降低。同時組織中析出較多次生α相，加大其互相交織的緊密程度，增強(qiáng)彌散強(qiáng)化效果，增加位錯運(yùn)動的障礙，故合金強(qiáng)度增加［14-15］。

當(dāng)合金經(jīng)BASCA工藝處理后，時效過程會使亞穩(wěn)定β相分解，形成大量彌散均勻的次生α相，增加組織中α相與β相的相界面，增加位錯運(yùn)動過程中的阻礙，且隨著BA溫度的不斷升高，組織中亞穩(wěn)定β相的數(shù)量增加，從而使得在時效過程中析出更多次生α相，導(dǎo)致合金強(qiáng)度更高［16］。

2.4拉伸斷口微觀形貌

圖6為合金經(jīng)BASC工藝處理后拉伸試樣斷口微觀形貌，發(fā)現(xiàn)其斷口形貌主要以韌窩為主，韌窩尺寸較大且深。韌窩是判斷塑性大小的主要因素之一，韌窩一般存在于塑性好的材料內(nèi)，且具有吸收較高能量的作用，韌窩尺寸與深淺一定程度上會體現(xiàn)該合金受到應(yīng)力的狀態(tài)以及延展性［17-18］。故當(dāng)斷口形貌中韌窩尺寸越大且深度越深時，合金的塑性越好。同時發(fā)現(xiàn)，隨著BA溫度的升高，斷口中除韌窩外，其撕裂棱形貌越加明顯，意味著合金強(qiáng)度不斷升高。

圖7為合金經(jīng)BASCA工藝處理后的拉伸斷口微觀形貌，發(fā)現(xiàn)斷口中除韌窩外還存在較多的二次裂紋，二次裂紋通常是拉伸試樣在纖維區(qū)發(fā)生斷裂時形成的［19］。此外，合金經(jīng)時效處理后，其組織中存在大量針狀次生α相，當(dāng)裂紋在擴(kuò)展過程中遇到次生α相時，會產(chǎn)生裂紋分枝現(xiàn)象，導(dǎo)致組織中有二次裂紋形成，二次裂紋的形成需要更多的能量，二次裂紋還對裂紋擴(kuò)展起到一定抑制作用［20］，使得合金的強(qiáng)度較高，故經(jīng)BASCA工藝處理后合金的強(qiáng)度較高，與圖5結(jié)果相一致。組織中的大量次生α相還會使經(jīng)BASCA工藝處理后的合金斷口形貌有明顯的高低起伏，這是由于在發(fā)生斷裂的過程中，次生α相會增加裂紋擴(kuò)展路徑的曲折性，因此斷口微觀形貌呈現(xiàn)出高低起伏的崎嶇形貌。

3、結(jié)論

1)Ti-55511鈦合金棒經(jīng)BASC(β退火+緩慢冷卻)工藝處理后，組織中的α相尺寸相比合金原始組織中的α相有一定程度的增加，組織中α相形貌包括大量條狀、少量等軸狀以及個別塊狀。經(jīng)BASCA(β退火+緩慢冷卻+時效)工藝處理后，合金中β轉(zhuǎn)變組織明顯，組織變得更加均勻穩(wěn)定。BA(β退火)溫度可影響組織中α相尺寸及形貌。

2)在BASC與BASCA工藝中，合金強(qiáng)度均隨BA溫度的升高而升高，而塑性則呈相反趨勢。經(jīng)BASCA工藝處理后，當(dāng)BA溫度為855℃時，合金強(qiáng)度最大，其最大抗拉強(qiáng)度(Ｒm)為1131MPa，最大屈服強(qiáng)度(Ｒp0．2)為1034MPa。經(jīng)BASC工藝處理后，當(dāng)BA溫度為815℃時合金塑性最佳，其斷后伸長率(A)為23%，斷面收縮率(Z)為45%。

3)合金經(jīng)BASC工藝處理后的斷口形貌主要以韌窩為主，韌窩形貌較大且深，隨BA溫度升高，斷口中撕裂棱形貌越加明顯。經(jīng)BASCA工藝處理后，合金斷口微觀形貌中除韌窩外還存在二次裂紋，且斷口呈現(xiàn)出高低起伏的崎嶇形貌。

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