Ti-55531合金退火处理工艺研究

李志燕,吴国清,黄 正,夏晓洁

(1.北京航空材料研究院,北京 100095)( 2.北京航空航天大学,北京 100191)

Ti-55531合金退火处理工艺研究

李志燕1,吴国清2,黄 正2,夏晓洁2

(1.北京航空材料研究院,北京 100095)( 2.北京航空航天大学,北京 100191)

研究了两相区、单相区退火和双重退火对Ti-55531合金组织和性能的影响。两相区退火后合金的组织为由条状α相、等轴状α相和β转变组织组成的双态组织，随着第一阶段退火温度的升高，等轴状α相比例呈降低的趋势；单相区退火后合金为带有粗大β晶粒的魏氏组织，随着退火温度的升高，β晶粒长大；双重退火后合金组织中含有较大比例的针状α相。两相区退火可获得较高的延伸率、断面收缩率，但抗拉强度较低；单相区退火可获得较好的强塑性匹配；单相区双重退火后合金具有最高的抗拉强度，而合金延伸率、断面收缩率最低。

Ti-55531合金；退火；显微组织；力学性能

0 引 言

Ti-55531(Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr)合金作为新型高强近β钛合金，具有强度优异和断裂韧性高等优点，拥有良好的淬透性和较宽的加工工艺范围，特别适合制造必须承受巨大应力的零部件，如大型结构件、起落架、机翼、发动机挂架间连接装置等，在航空航天工业中日益受到青睐[1-4]。钛合金组织类型和形态上的差异对其力学性能有着显著的影响[5]。已有文献对Ti-55531合金β退火处理后的组织和性能进行了研究，但未见有对两相区退火和双重退火进行系统研究的报道[6-7]。由于Ti-55531合金合金化程度高，组织对热处理工艺较为敏感，因此系统地开展了Ti-55531合金退火处理工艺研究，揭示单相区退火、两相区退火以及双重退火中退火工艺参量变化对Ti-55531合金显微组织和力学性能的影响规律。

1 实 验

实验材料为Ti-55531合金棒材，规格为φ125 mm×550 mm，化学成分见表1。棒材原始组织见图1，为等轴组织，等轴α相的比例为43%。金相法测得合金相变点为(845±5)℃。

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

图1 Ti-55531合金棒材原始组织Fig.1 Original microstructure of Ti-55531 alloy bar

两阶段普通退火即在较高温度进行第一阶段退火后炉冷至较低温度，再在较低温度进行第二阶段退火后空冷。图2为两阶段普通退火工艺及双重退火工艺示意图。采用SX3-10-13型热处理炉,按表2设计的12种热处理方案，在820～900 ℃温度范围内对Ti-55531合金棒材进行普通退火以及双重退火处理。

图2 普通退火及双重退火处理示意图Fig.2 The diagrams of common annealing and dual-annealing

表2 Ti-55531合金退火处理实验方案

Table 2 Experiment schemes of annealing treatment of Ti-55531 alloy

沿棒材长度方向切取拉伸试样，试样直径5 mm，标距长25 mm。采用CMT系列微机控制电子万能试验机进行室温拉伸试验，拉伸机夹头移动速率为0.5 mm/min。切取金相试样，用H2O+HNO3+HF(体积比10∶3∶1)腐蚀剂腐蚀，采用OLYMPUS BX51M光学显微镜和S4800场发射扫描电镜观察显微组织。

2 结果与讨论

2.1 两相区退火处理对合金组织的影响

图3为Ti-55531合金经两相区(820、830、835 ℃)退火处理后炉冷至580 ℃保温8 h空冷至室温的金相照片和SEM照片。可以看出，退火处理后Ti-55531合金组织为双态组织，组织中分布着条状α相、等轴状α相和β转变组织，晶界有不连续α相。随着第一级退火温度的升高，组织中初生α相含量明显减少，晶界中不连续的α相增多。

图3 两相区退火处理后Ti-55531合金的显微组织Fig.3 Microstructures of Ti-55531 alloy after annealing treatment in α+β phase

2.2 单相区退火处理对合金组织的影响

图4给出了Ti-55531合金经单相区(840、900 ℃)退火处理后的金相照片和SEM照片。从图中可以看出，合金在840 ℃退火处理后，生成了含粗大β晶粒的魏氏组织(图4a)，在原β晶界上析出有不连续的α相,晶内分布着短杆状和针状α相(图4b)。退火温度由840 ℃升高至900 ℃，β晶粒长大，β晶粒尺寸不均匀程度加大(图4c)，晶内针状α相增多(图4d)。通过对金相图进行组织定量分析发现，在单相区880 ℃以下普通退火，第一级退火温度的升高有利于晶界α相的连续析出，可有效提高合金组织中α/β相界面的面积；而在单相区880 ℃以上进行普通退火，第一级退火温度的升高主要导致合金晶粒尺寸的增大，对其他组织特征参数影响较小。

图4 单相区退火处理后Ti-55531合金的显微组织Fig.4 Microstructures of Ti-55531 alloy after annealing treatment in β phase

图5为Ti-55531合金经880 ℃单相区退火处理后炉冷至不同温度(580、540、620 ℃)，保温8 h空冷至室温下的SEM照片。可以看出，合金组织仍为魏氏组织，粗大β晶粒保留至室温，原β晶界上有α相析出，并沿一定方向向晶内生长，晶内有细小的α相析出。在单相区退火处理时，随着第二级退火温度的升高，β晶粒尺寸略有增加，针状α相比例降低。第二级退火温度的升高有利于晶界α相的析出。

图5 Ti-55531合金经880 ℃单相区退火处理及不同温度的第二阶段退火处理后的SEM照片Fig.5 SEM microstructures of Ti-55531 alloy at different annealing temperatures in the second stage

2.3 单相区双重退火处理对合金组织的影响

图6为Ti-55531合金采用方案12退火处理后的金相照片和SEM照片。可以看出，采用单相区双重退火，合金中有不连续晶界α相析出，在β基体上均匀分布着极细的针状α相，针状α相具有较大的长宽比。相比普通退火，单相区双重退火处理后合金组织中含有较大比例的针状α相。

图6 双重退火处理后Ti-55531合金的显微组织Fig.6 Microstructures of Ti-55531 alloy after dual-annealing

2.4 不同退火制度对力学性能的影响

对不同退火工艺下退火处理后的试样进行室温拉伸试验，测试结果见表3。可以看出，在两相区退火处理时，随着第一级退火温度的升高，Ti-55531合金抗拉强度升高，断面收缩率下降，延伸率略有下降，但变化不明显。

表3 不同退火工艺下Ti-55531合金的力学性能

Table 3 Mechanical properties of Ti-55531 titanium alloy after different annealing treatments

在单相区退火处理后，Ti-55531合金抗拉强度均在1 130 MPa以上，延伸率高于13%；随着第一级退火温度的升高，抗拉强度变化不大，断面收缩率下降，延伸率下降；随着第二级退火温度的升高，抗拉强度下降，降幅在35 MPa以内，断面收缩率和延伸率略有提高。

与其他两种退火工艺相比，双重退火后合金具有最高的抗拉强度，可达1 348 MPa，而合金的延伸率最低。两相区退火可获得较高的延伸率、断面收缩率，但抗拉强度较低。单相区退火可获得较好的强塑性匹配。综合来看，普通退火可获得较好的综合力学性能，两相区退火可得到更高的延伸率、断面收缩率，而单相区退火可获得相对更高的抗拉强度。

3 结 论

(1)两相区退火后合金组织为双态组织，分布着条状α相、等轴状α相和β转变组织，随着退火温度的升高，初生α相含量下降，晶界α相数量增多；单相区退火后合金为有粗大β晶粒的魏氏组织，在原β晶界处析出不连续的α相，并沿一定方向向晶内生长，在晶粒内部有针状α相析出，随着第一级和第二级退火温度的升高，β晶粒尺寸持续长大；单相区双重退火处理后合金组织中含有较大比例的针状α相。

(2)两相区退火可获得较高的延伸率、断面收缩率，但抗拉强度较低。随着退火温度的升高，合金抗拉强度升高，延伸率、断面收缩率略有下降，但变化不明显。单相区退火可获得较好的强塑性匹配，随着第一级退火温度的升高，合金抗拉强度变化不大，合金延伸率、断面收缩率均呈降低的趋势；随着第二级退火温度的升高，合金抗拉强度下降，断面收缩率、延伸率略有提高。单相区双重退火后合金具有最高的抗拉强度，而合金延伸率、断面收缩率最低。

[1]杨冬雨,付艳艳,惠松骁,等.高强高韧钛合金研究与应用进展[J].稀有金属,2011,35(4): 575-580.

[2]Tamirisakandala S,Bhat R B,Tiley J S,et al.Processing,microstructure,and properties ofβtitanium alloys modified with boron[J].Journal of Materials Engineering and Perfor-mance,2005,14(6): 741-746.

[3]Nag S,Banerjee R,Srinivasan R,et al.ω-Assisted nucleation and growth ofαprecipitates in the Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-0.5Feβtitanium alloy[J].Acta Materialia,2009,57(7): 2136-2147

[4]Nag S,Banerjee R,Hwang J Y,et al.Elemental par-titioning betweenαandβphases in the Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-0.5Fe (Ti-5553) alloy[J].Philosophical Magazine,2009,89(6): 535-552.

[5]Kim Y W.Microstructural evolution and mechanical proper-ties of a forged gamma titanium aluminide alloy[J].Acta Metallurgica et Materialia,1992,40(6): 1121-1134.

[6]高玉社,李少强,张钢,等.热处理工艺对Ti55531钛合金组织及性能的影响[J].西安工业大学学报,2011(4):365-369.

[7]Dikovits M,Poletti C,Warchomicka F.Deformation mecha-nisms in the near-βtitanium alloy Ti-55531[J].Metallurgical and Materials Transactions A,2013,44(3): 1153-1157.

2013年至2014年6月日本钛产品产销数据统计

王运锋编译自《チタン》

The Research on Annealing Treatment of Ti-55531 Titanium Alloy

Li Zhiyan1,Wu Guoqing2,Huang Zheng2,Xia Xiaojie2

(1.Beijing Institute of Aeronautical Materials,Beijing 100095,China)(2.Beihang University,Beijing 100191,China)

Effects of isothermal annealing and dual-annealing on microstructure and mechanical properties were investigated.Annealing treatment in (α+β) phase field leads to form a duplex microstructure consisting of stripα,equiaxedαand transformedβphases.With the increase of the temperature of the first stage annealing,the volume fraction of primaryαphase decreases.Annealing treatment inβphase field leads to form widmanstatten microstructure.With the increase of the annealing temperature,theβgrain size increases.Dual-annealing treatment inβphase field leads to form a microstructure containing a lot of acicularαphase.Annealing treatment in (α+β) phase field leads to higher elongation and section shrinkage,but the tensile strength is lower.Annealing treatment inβphase field can gain good matching of tensile strength and plasticity.Dual-annealing treatment inβphase,the alloy has the highest tensile strength and plasticity is poor.

Ti-55531 alloy; annealing; microstructure; mechanical property

2014-12-23

航空科学基金资助项目(2012ZEL056)

李志燕(1982—)，女，工程师。