Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr （Ti-55531） 是典型的近β鈦合金， 其良好的室溫強度、 斷裂韌性和淬透性使其在航空領域展現出了良好的應用前景 [1－2] 。 這類合金在退火態或固溶態下有良好的工藝塑性。 以上特性使得 Ti-55531 鈦合金被廣泛用于制造起落架等大型承力構件。 現階段， 大型承力構件多采用模鍛成形， 以保證良好的形狀精度和綜合力學性能 [3] 。 由于鈦合金存在變形抗力大、 對應變速率敏感等特性， 進一步增加了鍛造過程的難度 [4－5] 。

目前， 許多研究者已經對 Ti-55531鈦合金的變形、 熱處理工藝開展了相關研究。 Wu C等 [6] 研究了 Ti-55531 鈦合金在兩相區的動態相變行為， 發現隨著應變的增加， 初生 α 相的體積分數呈現下降趨勢。Fan XG等 [７] 研究了 Ti-55531 鈦合金在單相區的動態再結晶行為， 發現隨著應變速率的降低和溫度的增加， 動態再結晶體積分數逐漸上升， 動態再結晶機制為連續動態再結晶和非連續動態再結晶。

Wu C等 [8] 建立了 Ti-55531 鈦合金在單相區的本構模型和動態再結晶模型， 并驗證了動態再結晶模型的準確性。 Ｘｉａｎｇ Ｙ 等 [９] 研究了 Ti-55531 鈦合金在兩相區的熱變形行為， 計算了變形熱、 α 相演化、動態再結晶和織構對軟化分數的貢獻。 Ｗｕ Ｄ 等 [10]研究了 Ti-55531 鈦合金雙態組織拉伸斷裂行為， 發現 α／ β晶界和 α／ β晶界剪切微孔洞是主要的孔洞源。 Wu C等 [11] 研究了固溶＋時效對 Ti-55531 鈦合金力學性能的影響， 定性描述了力學性能和微觀組織之間的關系。 Ｈｕａｎｇ Ｃ Ｗ 等 [12] 研究了雙態組織和片狀組織的拉伸變形機制， 發現雙態組織變形受球狀α 相的滑移和剪切的影響， 片狀組織主要由滑移、 剪切和粗化片層的 ｛101（－）1｝＜112（－）0＞ 孿晶控制。根據上述分析可以發現， 目前的研究多集中在規律探索和機理分析， 缺乏對實際生產過程的工藝優化。 在鍛件實際生產過程中， 需要經過制坯、 預鍛、 終鍛等多個環節。 其中， 制坯在快鍛機上進行，通過自由鍛的方式改變坯料形狀， 便于后續的預鍛和終鍛， 預鍛和終鍛主要是在液壓機上進行。 由于鈦合金是對變形工藝參數非常敏感的材料， 在生產過程中產生的不均勻組織很難通過熱處理消除， 因此， 有必要對鍛造過程中的工藝參數進行優化。 考慮到快鍛機的速度為 20～30mm.s-1， 且鈦合金兩相區的鍛造溫度為相變點以下30 ℃， 故還需從變形量的角度對制坯工藝進一步優化。

本文通過在 16MN 快鍛機上進行不同變形量的鐓粗實驗， 研究了變形量對 Ti-55531 鈦合金微觀組織的影響， 并進一步對樣品進行了 β退火＋時效熱處理測定了不同變形量下Ti-55531鈦合金的力學 ，性能，為實際的制坯過程提供指導。

1、材料和方法

本研究所用原材料為西部超導材料科技股份有限公司提供的鍛態Ti-55531鈦合金棒材，其名義成分為（％，質量分數）：(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。

通過金相法測得相變點為（840±5）℃。將棒材加工成尺寸為320ｍｍ×150ｍｍ×120ｍｍ的長方體隨后在16ＭＮ快鍛機上進行鐓粗 ，，鍛造溫度為810℃，變形量分別為5％、10％、20％、30％、50％和７0％，變形速度為20～30ｍｍ·ｓ^－1，模具預熱溫度為200℃。鍛造完成后，沿鍛造方向將樣品均分，其中一塊用于觀察鍛后微觀組織，對另一塊采用β退火＋時效的工藝進行熱處理。

熱處理制度為：860℃／55ｍｉｎ，爐冷至560℃／8ｈ，空冷。

熱處理后切取金相試樣和拉伸樣品進行測試。金相試樣經研磨、拋光后，采用Ｋｒｏｌｌ腐蝕液（HF∶HNO₃∶H₂O＝96∶3∶1）進行腐蝕，腐蝕時間為20ｓ。拉伸樣品按照ＧＢ／Ｔ228.1—2021 [13]進行加工。

2、結果和討論

2.1變形后的微觀組織

圖1顯示了Ti-55531鈦合金在不同變形量下的鍛后微觀組織。 可以發現， 隨著變形量的增加， α相的體積分數逐漸下降， 這是由于變形過程中發生了α β動態相變 [6] 。 類似的現象在 TC18 鈦合金 [14－15] 、 Ti-6554 鈦合金 [16] 中也曾出現。 動態相變會引起 α 相的體積分數、 尺寸隨著變形量的增加而逐漸下降。 在這一過程中， 隨著變形量的增加會出現顯著的變形溫升， 為動態相變提供驅動力。 另一方面， 位錯密度的增加也給動態相變提供充足的存儲能。 文獻 [14] 指出， 位錯密度的增加會提供一個合適的滲透路徑， 并且會提高 β相的滲透率， 從而進一步促進相轉變； 同時在壓應力的作用下， α相被顯著拉長， 逐漸變為短棒狀或扁平狀。

2. 2　熱處理后的微觀組織

圖 2 顯示了不同變形量下熱處理后 Ti-55531 鈦合金的微觀組織。 由于 β退火溫度在單相區以上，并且時效時間非常充分， 所以， 初生 α 相已經消失， 同時， 熱處理后的次生 α 相有足夠的時間析出和長大， 并且保留了原始 β晶界。

2. 3　力學性能

圖 3 為不同變形量下 Ti-55531 鈦合金熱處理后在 3 個方向的力學性能。 表 1 為企業生產標準中要求的 Ti-55531 鈦合金鍛件在不同方向的力學性能取值范圍。

結合圖 3 和表 1 可以看出， 熱處理后， 不同變形量下的 Ti-55531 鈦合金均表現出非常高的強度， 而在塑性方面， 變形量為5％、 10％和20％下的Ti-55531 鈦合金的斷面收縮率未能達到標準要求。表 2 為不同變形量下 Ti-55531 鈦合金的平均力學性能。 

根據表 2 可以發現， 隨著變形量的增加，抗拉強度和屈服強度的平均值呈現逐漸下降的趨勢，而伸長率和斷面收縮率的平均值呈現上升的趨勢。為了進一步分析不同方向上力學性能的差異， 對比了不同方向上的平均力學性能， 如圖 4 所示。 從圖4 可以發現， 在變形量較小時， 各個方向上的力學性能無明顯差異。 當變形量為 ７0％時， 縱向的平均抗拉強度為 1221. ７ ＭＰａ， 而高向的僅為 1182. ７ ＭＰａ；同時， 高向的平均斷面收縮率為 2９. ７％， 而縱向的僅為 18. 8％。 出現這一現象的原因或許與 β織構 [1７]的產生有關， 鈦合金在變形過程中的動態再結晶體積分數很難達到完全， 動態回復是主要的變形機制，這會在變形過程中形成＜100＞織構 [18] ， 從而引起力學性能的差異。 此外， 如果變形速度控制不當， 鈦合金在大變形量下還容易出現流動局部化等失穩現象， 進一步影響力學性能。 因此， 對 Ti-55531 鈦合金而言， 結合企業生產標準且同時為了避免各向異性， 應將變形量范圍控制在 30％～50％。

3、總結

（1） 隨著變形量的增加， Ti-55531 鈦合金中初生 α 相的體積分數逐漸下降， 且在壓應力作用下逐漸變為短棒狀。

（2） 單相區 β退火后在微觀組織中未觀察到初生 α 相， 充足的時效時間有利于次生 α 相的析出。

（3） Ti-55531 鈦合金的平均強度隨著變形量的增加逐漸下降， 而塑性逐漸增加， 結合企業生產標準且同時為了避免各向異性， 應將變形量范圍控制在 30％～50％。

參考文獻：

[1] 　Ｈｕａｎｇ Ｆ Ｙ， Ｈｕａｎｇ Ｃ Ｗ， Ｚｅｎｇ Ｈ Ｔ， ｅｔ Al． ＤｅｆｏｒｍａTiｏｎ ａｎｄｆｒａｃｔｕｒｅ ｍｅｃｈａｎｉｓｍｓ ｏｆ Ti-55531 Alｌｏｙ ｗｉｔｈ ａ ｂｉMoｄAl ｍｉCrｏ-ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｕｎｄｅｒ ｔｈｅ ｐｒｅ-ｔｅｎｓｉｏｎ ｐｌｕｓ ｔｏｒｓｉｏｎ ｃｏｍｐｏｓｉｔｅ ｌｏａｄｉｎｇ[Ｊ]． ＪｏｕｒｎAl ｏｆ ＭａｔｅｒｉAlｓ Ｒｅｓｅａｒｃｈ ａｎｄ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ， 2023， 26：７425－７443．

[2] 　Ｗｅｎ Ｙ， Ｌｉｕ Ｐ， Ｇｕｏ Ｈ Ｊ， ｅｔ Al． Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ ｅｌｅｃｔｒｏｓｈｏｃｋｉｎｇ ｔｒｅａｔｍｅｎｔｏｎ ｔｈｅ ｍｉCrｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｍｅｃｈａｎｉｃAl ｐｒｏｐｅｒTiｅｓ ｏｆ ｌａｓｅｒ ｍｅｌTiｎｇ ｄｅ-ｐｏｓｉｔｅｄ ｎｅａｒ-βTi-55531 ｔｈｉｎ-ｗAlｌ [Ｊ]． ＪｏｕｒｎAl ｏｆ Alｌｏｙｓ ａｎｄ Ｃｏｍ-ｐｏｕｎｄｓ， 2023， ９36： 16818７．

[3] 　Ｌｉ Ｃ Ｍ， Ｈｕａｎｇ Ｌ， Ｚｈａｏ Ｍ Ｊ， ｅｔ Al． Ｈｏｔ ｄｅｆｏｒｍａTiｏｎ ｂｅｈａVｉｏｒ ａｎｄｍｅｃｈａｎｉｓｍ ｏｆ ａ ｎｅｗ ｍｅｔａｓｔａｂｌｅ βTiｔａｎｉｕｍ Alｌｏｙ Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al ｉｎ ｓｉｎｇｌｅ ｐｈａｓｅ ｒｅｇｉｏｎ [Ｊ]． ＭａｔｅｒｉAlｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒ-ｉｎｇ： Ａ， 2021， 814： 141231．

[4] 　Ｘｉａｏ Ｙ Ｗ， Ｌｉｎ Ｙ Ｃ， Ｊｉａｎｇ Ｙ Ｑ， ｅｔ Al． Ａ ｄｉｓｌｏｃａTiｏｎ ｄｅｎｓｉｔｙ-ｂａｓｅｄMoｄｅｌ ａｎｄ ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ ｍａｐｓ ｏｆ Ti-55511 Alｌｏｙ ｗｉｔｈ ｂｉMoｄAl ｍｉCrｏ-ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ ｄｕｒｉｎｇ ｈｏｔ ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ ｉｎ α＋βｒｅｇｉｏｎ [Ｊ]． ＭａｔｅｒｉAlｓＳｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ： Ａ， 2020， ７９0： 13９6９2．

[5] 　Ｌｉｎ Ｙ Ｃ， Ｘｉａｏ Ｙ Ｗ， Ｊｉａｎｇ Ｙ Ｑ， ｅｔ Al． ＳｐｈｅｒｏｉｄｉｚａTiｏｎ ａｎｄ ｄｙｎａｍ-ｉｃ ｒｅCrｙｓｔAlｌｉｚａTiｏｎ ｍｅｃｈａｎｉｓｍｓ ｏｆ Ti-55511 Alｌｏｙ ｗｉｔｈ ｂｉMoｄAl ｍｉ-Crｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ ｄｕｒｉｎｇ ｈｏｔ ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ ｉｎ α＋βｒｅｇｉｏｎ [Ｊ]． ＭａｔｅｒｉAlｓＳｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ： Ａ， 2020， ７82： 13９282．

[6] 　Ｗｕ Ｃ， Ｈｕａｎｇ Ｌ， Ｌｉ Ｃ Ｍ． ＥｘｐｅｒｉｍｅｎｔAl ｉｎVｅｓTiｇａTiｏｎ ｏｎ ｄｙｎａｍｉｃｐｈａｓｅ ｔｒａｎｓｆｏｒｍａTiｏｎ ａｎｄ ｔｅｘｔｕｒｅ ｅVｏｌｕTiｏｎ ｏｆ Ti55531 ｈｉｇｈ ｓｔｒｅｎｇｔｈTiｔａｎｉｕｍ Alｌｏｙ ｄｕｒｉｎｇ ｈｏｔ ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ ｉｎ ｔｈｅ α＋βｒｅｇｉｏｎ [Ｊ]． Ｍａ-ｔｅｒｉAlｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ： Ａ， 2020， ７７3： 138851．

[７] 　Ｆａｎ Ｘ Ｇ， Ｚｈａｎｇ Ｙ， Ｇａｏ Ｐ Ｆ， ｅｔ Al． ＤｅｆｏｒｍａTiｏｎ ｂｅｈａVｉｏｒ ａｎｄ ｍｉ-Crｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｅVｏｌｕTiｏｎ ｄｕｒｉｎｇ ｈｏｔ ｗｏｒｋｉｎｇ ｏｆ ａ ｃｏａｒｓｅ-ｇｒａｉｎｅｄ Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr Tiｔａｎｉｕｍ Alｌｏｙ ｉｎ ｂｅｔａ ｐｈａｓｅ ｆｉｅｌｄ [Ｊ]． Ｍａｔｅ-ｒｉAlｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ： Ａ， 201７， 6９4： 24－32．

[8] 　Ｗｕ Ｃ， Ｈｕａｎｇ Ｌ． Ｈｏｔ ｄｅｆｏｒｍａTiｏｎ ａｎｄ ｄｙｎａｍｉｃ ｒｅCrｙｓｔAlｌｉｚａTiｏｎ ｏｆ ａｎｅａｒ-ｂｅｔａ Tiｔａｎｉｕｍ Alｌｏｙ ｉｎ ｔｈｅ βｓｉｎｇｌｅ ｐｈａｓｅ ｒｅｇｉｏｎ [Ｊ]． Vａｃｕ-ｕｍ， 2018， 156： 384－401．

[９] 　Ｘｉａｎｇ Ｙ， Ｘｉａｎｇ Ｗ， Ｙｕａｎ Ｗ Ｈ． Ｆｌｏｗ ｓｏｆｔｅｎｉｎｇ ａｎｄ ｍｉCrｏｓｔｒｕｃｔｕｒAlｅVｏｌｕTiｏｎ ｏｆ ｎｅａｒ βTiｔａｎｉｕｍ Alｌｏｙ Ti-55531 ｄｕｒｉｎｇ ｈｏｔ ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎｄｅｆｏｒｍａTiｏｎ ｉｎ ｔｈｅ α＋βｒｅｇｉｏｎ [Ｊ]． ＪｏｕｒｎAl ｏｆ Alｌｏｙｓ ａｎｄ Ｃｏｍ-ｐｏｕｎｄｓ， 2023， ９55： 1７0165．

[10] Ｗｕ Ｄ， Ｌｉｕ Ｌ Ｂ， Ｚｈａｎｇ Ｌ Ｇ， ｅｔ Al． Ｔｅｎｓｉｌｅ ｄｅｆｏｒｍａTiｏｎ ｍｅｃｈａｎｉｓｍａｎｄ ｍｉCrｏ-Vｏｉｄ ｎｕｃｌｅａTiｏｎ ｏｆ Ti-55531 Alｌｏｙ ｗｉｔｈ ｂｉMoｄAl ｍｉCrｏ-ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ [ Ｊ]． ＪｏｕｒｎAl ｏｆ ＭａｔｅｒｉAlｓ Ｒｅｓｅａｒｃｈ ａｎｄ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，2020， ９ （6）： 15442－15453．

[11] Ｗｕ Ｃ， Ｚｈａｎ Ｍ． ＭｉCrｏｓｔｒｕｃｔｕｒAl ｅVｏｌｕTiｏｎ， ｍｅｃｈａｎｉｃAl ｐｒｏｐｅｒTiｅｓａｎｄ ｆｒａｃｔｕｒｅ ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ ｏｆ ｎｅａｒ βTiｔａｎｉｕｍ Alｌｏｙ ｄｕｒｉｎｇ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｓｏ-ｌｕTiｏｎ ｐｌｕｓ ａｇｉｎｇ ｈｅａｔ ｔｒｅａｔｍｅｎｔｓ [Ｊ]． ＪｏｕｒｎAl ｏｆ Alｌｏｙｓ ａｎｄ Ｃｏｍ-ｐｏｕｎｄｓ， 201９， 805： 1144－1160．

[12] Ｈｕａｎｇ Ｃ Ｗ， Ｚｈａｏ Ｙ Ｑ， Ｘｉｎ Ｓ Ｗ， ｅｔ Al． Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ ｍｉCrｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｎ ｔｅｎｓｉｌｅ ｐｒｏｐｅｒTiｅｓ ｏｆ Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr Alｌｏｙ [Ｊ]． ＪｏｕｒｎAlｏｆ Alｌｏｙｓ ａｎｄ Ｃｏｍｐｏｕｎｄｓ， 201７， 6９3： 582－5９1．

[13] ＧＢ／ Ｔ 228. 1—2021， 金屬材料　 拉伸試驗　 第 1 部分： 室溫試驗方法 [Ｓ]． ＧＢ／ Ｔ 228. 1—2021， ＭｅｔAlｌｉｃ ｍａｔｅｒｉAlｓ—Ｔｅｎｓｉｌｅ ｔｅｓTiｎｇ—Ｐａｒｔ 1：Ｍｅｔｈｏｄ ｏｆ ｔｅｓｔ ａｔ ｒｏｏｍ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ [Ｓ]．

[14] Ｌｉｎ Ｙ Ｃ， Ｈｕａｎｇ Ｊ， Ｈｅ Ｄ Ｇ， ｅｔ Al． Ｐｈａｓｅ ｔｒａｎｓｆｏｒｍａTiｏｎ ａｎｄ ｄｙ-ｎａｍｉｃ ｒｅCrｙｓｔAlｌｉｚａTiｏｎ ｂｅｈａVｉｏｒｓ ｉｎ ａ Ti55511 Tiｔａｎｉｕｍ Alｌｏｙ ｄｕｒｉｎｇｈｏｔ ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ [Ｊ]． ＪｏｕｒｎAl ｏｆ Alｌｏｙｓ ａｎｄ Ｃｏｍｐｏｕｎｄｓ， 201９，７９5： 4７1－482．

[15] Ｌｉｎ Ｙ Ｃ， Ｈｕａｎｇ Ｊ， Ｌｉ Ｈ Ｂ， ｅｔ Al． Ｐｈａｓｅ ｔｒａｎｓｆｏｒｍａTiｏｎ ａｎｄ ｃｏｎｓTi-ｔｕTiVｅ Moｄｅｌｓ ｏｆ ａ ｈｏｔ ｃｏｍｐｒｅｓｓｅｄ TC18 Tiｔａｎｉｕｍ Alｌｏｙ ｉｎ ｔｈｅ α＋βｒｅｇｉｍｅ [Ｊ]． Vａｃｕｕｍ， 2018， 15７： 83－９1．

[16] Ｌｉ Ｃ Ｍ， Ｈｕａｎｇ Ｌ， Ｚｈａｏ Ｍ Ｊ， ｅｔ Al． ＳｙｓｔｅｍａTiｃ ａｎAlｙｓｉｓ ｏｆ ｔｈｅ ｓｏｆ-ｔｅｎｉｎｇ ｍｅｃｈａｎｉｓｍ ａｎｄ ｔｅｘｔｕｒｅ ｅVｏｌｕTiｏｎ ｏｆ Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al Al-ｌｏｙ ｄｕｒｉｎｇ ｈｏｔ ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ ｉｎ α＋βｐｈａｓｅ ｒｅｇｉｏｎ [Ｊ]． ＭａｔｅｒｉAlｓＳｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ： Ａ， 2022， 850： 1435７1．

[1７] Ｙｉｎ Ｍ， Ｌｕｏ Ｈ Ｊ， Ｄｅｎｇ Ｈ， ｅｔ Al． ＴｈｅｒMoｍｅｃｈａｎｉｃAl ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ ｏｆｎｅａｒ-βTi-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Ｆｅ Alｌｏｙｓ： Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ ｄｅｆｏｒｍａTiｏｎ ｒｅ-ｄｕｃTiｏｎ ｏｎ ｍｉCrｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ ａｎｄ ｍｅｃｈａｎｉｃAl ｐｒｏｐｅｒTiｅｓ [Ｊ]． Ｍａｔｅｒｉ-Alｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ： Ａ， 2022， 853： 143７86．

[18] Ｌｉ Ｌ， Ｌｕｏ Ｊ， Ｙａｎ Ｊ Ｊ， ｅｔ Al． Ｄｙｎａｍｉｃ ｇｌｏｂｕｌａｒｉｚａTiｏｎ ａｎｄ ｒｅｓｔｏｒａ-Tiｏｎ ｍｅｃｈａｎｉｓｍ ｏｆ Ti-5Al-2Ｓｎ-2Zr-4Mo-4Cr Alｌｏｙ ｄｕｒｉｎｇ ｉｓｏｔｈｅｒｍAlｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ [Ｊ]． ＪｏｕｒｎAl ｏｆ Alｌｏｙｓ ａｎｄ Ｃｏｍｐｏｕｎｄｓ， 2015， 622：1７4－183．