Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr （Ti-55531） 是典型的近β钛合金， 其优良的室温强度、 断裂韧性和淬透性使其在航空领域展示出了优良的利用远景 [1－2] 

。 这类合金在退火态或固溶态下有优良的工艺塑性

。 以上个性使得 Ti-55531 钛合金被宽泛用于造作起落架等大型承力构件

。 现阶段， 大型承力构件多选取模锻成形， 以保障优良的状态精度和综合力学机能 [3] 

。 由于钛合金存在变形抗力大、 对应变速度敏感等个性， 进一步增长了铸造过程的难度 [4－5] 

。

目前， 很多钻研者已经对 Ti-55531钛合金的变形、 热处置工艺发展了有关钻研

。 Wu C等 [6] 钻研了 Ti-55531 钛合金在两相区的动态相变行为， 发现随着应变的增长， 初生 α 相的体积分数出现降落趋向

。Fan XG等 [７] 钻研了 Ti-55531 钛合金在单相区的动态再结晶行为， 发现随着应变速度的降低和温度的增长， 动态再结晶体积分数逐步上升， 动态再结晶机造为陆续动态再结晶和非陆续动态再结晶

。

Wu C等 [8] 成立了 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正确性

。 Ｘｉａｎｇ Ｙ 等 [９] 钻研了 Ti-55531 钛合金在两相区的热变形行为， 推算了变形热、 α 相演化、动态再结晶和织构对软化分数的贡献

。 Ｗｕ Ｄ 等 [10]钻研了 Ti-55531 钛合金双态组织拉伸断裂行为， 发现 α／ β晶界和 α／ β晶界剪切微孔洞是重要的孔洞源

。 Wu C等 [11] 钻研了固溶＋时效对 Ti-55531 钛合金力学机能的影响， 定性描述了力学机能和微观组织之间的关系

。 Ｈｕａｎｇ Ｃ Ｗ 等 [12] 钻研了双态组织和片状组织的拉伸变形机造， 发现双态组织变形受球状α 相的滑移和剪切的影响， 片状组织重要由滑移、 剪切和粗化片层的 ｛101（－）1｝＜112（－）0＞ 孪晶节造

。凭据上述分析能够发现， 目前的钻研多集中在法规索求和机理分析， 不足对现实出产过程的工艺优化

。 在锻件现实出产过程中， 必要经过造坯、 预锻、 终锻等多个环节

。 其中， 造坯在快锻机上进行，通过自由锻的方式扭转坯料状态， 便于后续的预锻和终锻， 预锻和终锻重要是在液压机上进行

。 由于钛合金是对变形工艺参数极度敏感的资料， 在出产过程中产生的不均匀组织很难通过热处置解除， 因而， 有必要对铸造过程中的工艺参数进行优化

。 思考到快锻机的速度为 20～30mm.s-1， 且钛合金两相区的铸造温度为相变点以下30 ℃， 故还需从变形量的角度对造坯工艺进一步优化

。

本文通过在 16MN 快锻机上进行分歧变形量的镦粗尝试， 钻研了变形量对 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＋时效热处置测定了分歧变形量下Ti-55531钛合金的力学 ，机能，为现实的造坯过程提供领导

。

1、资料和步骤

本钻研所用原资料为西部超导资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 ，，铸造温度为810℃，变形量别离为5％、10％、20％、30％、50％和７0％，变形速度为20～30ｍｍ·ｓ^－1，模具预热温度为200℃

。铸造实现后，沿铸造方向将样品均分，其中一块用于观察锻后微观组织，对另一块选取β退火＋时效的工艺进行热处置

。

热处置造度为：860℃／55ｍｉｎ，炉冷至560℃／8ｈ，空冷

。

热处置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，选取Ｋｒｏｌｌ侵蚀液（HF∶HNO₃∶H₂O＝96∶3∶1）进行侵蚀，侵蚀功夫为20ｓ

。拉伸样品依照ＧＢ／Ｔ228.1—2021 [13]进行加工

。

2、了局和会商

2.1变形后的微观组织

图1显示了Ti-55531钛合金在分歧变形量下的锻后微观组织

。 能够发现， 随着变形量的增长， α相的体积分数逐步降落， 这是由于变形过程中产生了α β动态相变 [6] 

。 类似的景象在 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长而逐步降落

。 在这一过程中， 随着变形量的增长会出现显著的变形温升， 为动态相变提供驱动力

。 另一方面， 位错密度的增长也给动态相变提供充足的存储能

。 文件 [14] 指出， 位错密度的增长会提供一个相宜的渗入蹊径， 并且会提高 β相的渗入率， 从而进一步推进相转变； 同时在压应力的作用下， α相被显著拉长， 逐步变为短棒状或扁平状

。

2. 2　热处置后的微观组织

图 2 显示了分歧变形量下热处置后 Ti-55531 钛合金的微观组织

。 由于 β退火温度在单相区以上，并且时效功夫极度充分， 所以， 初生 α 相已经隐没， 同时， 热处置后的次生 α 相有足够的功夫析出和长大， 并且保留了原始 β晶界

。

2. 3　力学机能

图 3 为分歧变形量下 Ti-55531 钛合金热处置后在 3 个方向的力学机能

。 表 1 为企业出产尺度中要求的 Ti-55531 钛合金锻件在分歧方向的力学机能取值领域

。

结合图 3 和表 1 能够看出， 热处置后， 分歧变形量下的 Ti-55531 钛合金均阐发出极度高的强度， 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尺度要求

。表 2 为分歧变形量下 Ti-55531 钛合金的均匀力学机能

。 

凭据表 2 能够发现， 随着变形量的增长，抗拉强度和屈服强度的均匀值出现逐步降落的趋向，而伸长率和断面收缩率的均匀值出现上升的趋向

。为了进一步分析分歧方向上力学机能的差距， 对比了分歧方向上的均匀力学机能， 如图 4 所示

。 从图4 能够发现， 在变形量较幼时， 各个方向上的力学机能无显著差距

。 当变形量为 ７0％时， 纵向的均匀抗拉强度为 1221. ７ ＭＰａ， 而高向的仅为 1182. ７ ＭＰａ；同时， 高向的均匀断面收缩率为 2９. ７％， 而纵向的仅为 18. 8％

。 出现这一景象的原因或许与 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齐全， 动态回复是重要的变形机造，这会在变形过程中形成＜100＞织构 [18] ， 从而引起力学机能的差距

。 此表， 若是变形速度节造不当， 钛合金在大变形量下还容易出现流动部门化等失稳景象， 进一步影响力学机能

。 因而， 对 Ti-55531 钛合金而言， 结合企业出产尺度且同时为了预防各向异性， 应将变形量领域节造在 30％～50％

。

3、总结

（1） 随着变形量的增长， Ti-55531 钛合金中初生 α 相的体积分数逐步降落， 且在压应力作用下逐步变为短棒状

。

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

。

（3） Ti-55531 钛合金的均匀强度随着变形量的增长逐步降落， 而塑性逐步增长， 结合企业出产尺度且同时为了预防各向异性， 应将变形量领域节造在 30％～50％

。

参考文件：

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