1、引 言

隨著航空工業(yè)的快速發(fā)展，對(duì)新型結(jié)構(gòu)材料的要求日益提高，不僅需要具備優(yōu)越的力學(xué)性能，還需要適應(yīng)復(fù) 雜的工藝要求并保持較低的成本。在此背景下，新型鈦合金的設(shè)計(jì)與開發(fā)成為了關(guān)鍵。傳統(tǒng)的高強(qiáng)高韌鈦合金如美國的 Ti-1023 和俄羅斯的 BT22（國內(nèi)牌號(hào) TC18）已在航空領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用，俄羅斯與歐洲空客公司在BT22的基礎(chǔ)上持續(xù)進(jìn)行優(yōu)化改進(jìn)，聯(lián)合研制出了綜合性能更優(yōu)異的Ti-55531合金。Ti-55531合金的設(shè)計(jì)思路主要是通過調(diào)整BT22的合金成分，如降低Fe元素、增加Zr元素等，從而有效減少β斑偏析出現(xiàn)的可能性，并進(jìn)一步提高了材料強(qiáng)度及淬透性。Ti-55531合金的名義成分為 Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr-1Zr，是一種新型高強(qiáng)韌亞穩(wěn) β 型鈦合金，其含有大量的β相穩(wěn)定元素如鉬、釩和鉻。這使得它在淬火后仍能保持完整的β相，并具有較低的α/β轉(zhuǎn)變溫度。與Ti-1023合金相比，Ti-55531合金在冶煉和加工成本上更為經(jīng)濟(jì)，且不易出現(xiàn)成分偏析。此外，它還展現(xiàn)出更高的比強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、斷裂韌性和淬透性。這些優(yōu)點(diǎn)使得Ti-55531合金在強(qiáng)度、韌性的調(diào)控上具有更高的靈活性，實(shí)現(xiàn)了出色的綜合力學(xué)性能匹配。

Ti-55531合金特別適合制造需要高強(qiáng)度和減重的大型承力構(gòu)件，如飛機(jī)機(jī)翼/吊掛接頭、起落架/機(jī)翼接頭以及起落架前起/主起等結(jié)構(gòu)件。在航空領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景，尤其是在大型飛行器上，展現(xiàn)出極高的應(yīng)用價(jià)值。例如，在歐洲空客公司的A350及A380超大型遠(yuǎn)程寬體客機(jī)上，該合金已被用于起落架、機(jī)翼與掛架的連接裝置等關(guān)鍵部位。隨著航空工業(yè)的持續(xù)發(fā)展，Ti-55531合金有望在更多領(lǐng)域得到應(yīng)用和推廣。

研究報(bào)道[1–4]，由于鈦的晶格結(jié)構(gòu)為各向異性的密排六方結(jié)構(gòu)，因此鈦合金中 α/β 兩相的匹配及織構(gòu)通常使其表現(xiàn)出較大的室溫性能各向異性，尤其是在經(jīng)熱處理強(qiáng)化后的高強(qiáng)鈦合金中此現(xiàn)象尤為明顯。本文研究團(tuán)隊(duì)基于前期Ti-55531鈦合金固溶時(shí)效態(tài)棒材的研制生產(chǎn)經(jīng)驗(yàn)及理化數(shù)據(jù)積累，發(fā)現(xiàn)固溶時(shí)效態(tài)Ti-55531合金棒材存在室溫拉伸各項(xiàng)異性，尤其是延伸率的差異性較為明顯。迄今，國內(nèi)外對(duì)于Ti-55531合金組織與性能關(guān)系的研究已有大量報(bào)道[5–10]，然而針對(duì)高強(qiáng)鈦合金，尤其是Ti55531合金棒材力學(xué)性能各向異性機(jī)制分析的相關(guān)研究鮮有報(bào)道。

基于以上背景，為了加深對(duì)Ti-55531合金的理解，從而指導(dǎo)優(yōu)化棒材鍛造工藝并進(jìn)一步減弱棒材橫縱向性能差異。本研究采用室溫拉伸及斷裂韌性測(cè)試，并結(jié)合多種顯微組織表征手段，對(duì)Ti-55531合金大規(guī)格棒材力學(xué)性能各向異性進(jìn)行了系統(tǒng)分析和研究。探究材料微觀組織與力學(xué)性能的關(guān)系，以揭示導(dǎo)致性能各向異性的根本原因。本研究對(duì)于指導(dǎo)優(yōu)化Ti-55531合金的鍛造工藝具有重要意義。同時(shí)，研究結(jié)果可供相關(guān)設(shè)計(jì)部門參考用于 Ti-55531 合金的結(jié)構(gòu)材料設(shè)計(jì)，有助于推動(dòng) Ti-55531合金在國內(nèi)航空航天等領(lǐng)域的應(yīng)用。

2、實(shí)驗(yàn)

試驗(yàn)所用原材料為陜西天成航空材料股份有限公司所生產(chǎn)的Φ400 mm大規(guī)格Ti-55531合金棒材，化學(xué)成分范圍如表1所示。鈦合金鑄錠選用0級(jí)以上小顆粒海綿鈦并添加一定比例的 Al-Mo-V 三元合金等中間合金制備，利用100MN油壓機(jī)及真空焊箱分別進(jìn)行電極塊壓制（電極塊密度≥3.5 g/cm3）及真空焊接，隨后經(jīng)3次真空自耗電弧熔煉（VAR），獲得直徑約 750 mm 成品鑄錠。鍛造使用西馬克100MN四柱下拉式快鍛機(jī)組，整個(gè)鍛造過程包括“高-低-高-低”多火次開坯鍛造及相變點(diǎn)（約845 ℃）以下的改鍛與成型，最終獲得橫向低倍組織細(xì)小均勻的Φ400 mm大規(guī)格Ti-55531合金棒材。

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

采用室溫拉伸和斷裂韌性測(cè)試表征Ti-55531合金的塑性各向異性，其中室溫拉伸使用棒狀試樣，分別沿 Φ400 mm棒材長(zhǎng)度方向LD和徑向RD取樣，斷裂韌性測(cè)試采用緊湊拉伸（CT）試樣，根據(jù)斷面法線和裂紋擴(kuò)展方向的不同組合分為2種試樣，切向TD和RD的組合簡(jiǎn)稱T-R，LD 和 TD 的組合簡(jiǎn)稱 L-T，所有試樣均在棒材的0.5R 處取樣，如圖 1 所示。

室溫拉伸性能測(cè)試在 MTS E45.305型微機(jī)控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，試樣標(biāo)距段直徑為5 mm，采用25 mm引伸計(jì)，拉伸應(yīng)變速率為2.5×10^-4 s^-1，試樣屈服后取下引伸計(jì)，拉伸采用位移控制，速率為4.5 mm/min。CT試樣根據(jù)ASTM標(biāo)準(zhǔn)E1820-15制備，試樣厚度B=30 mm，寬度W=60 mm，預(yù)制疲勞裂紋，裂紋初始長(zhǎng)度約30 mm。

采用光鏡（OM）、掃描電子顯微鏡（SEM）及電子背散射衍射（EBSD）技術(shù)表征Ti-55531合金初始狀態(tài)和變形后的顯微組織。OM和SEM形貌表征試樣采用Kroll試劑（HF:HNO₃:H₂O=1:1:8）腐蝕，腐蝕時(shí)間3~5 s，待表面腐蝕痕跡出現(xiàn)后借助掃描電子顯微鏡（SEM）獲取試樣表面組織形貌及相形貌。EBSD試樣采用水砂紙研磨至7000#，隨后使用二氧化硅（SiO₂）懸浮液與過氧化氫（H₂O₂）溶液拋光 ，溶液配比 7:3，拋光時(shí)間約 60 min，EBSD數(shù)據(jù)借助AZtecCrystal軟件進(jìn)行分析。

3、結(jié)果與討論

3.1　Ti-55531棒材初始組織

3.1.1　顯微組織形貌

首先，對(duì) Ti-55531 棒材的鍛態(tài)顯微組織，包括相組成、形貌和取向特征等進(jìn)行分析。從棒材0.5R處分別沿縱截面和橫截面取樣，不同截面的OM、SEM組織形貌如圖 2 所示。鍛態(tài) Ti-55531 合金呈典型的雙態(tài)組織，存在大量等軸的初生α相（αP），且β基體中彌散分布著細(xì)小的次生α相（αS），如圖2c~2d所示。其中，等軸αP的體積分?jǐn)?shù)約16%，晶粒尺寸5~10 μm。由圖2a和2b縱截面和橫截面的 OM 組織照片可以看出，鍛態(tài) Ti-55531 合金的 β晶粒尺寸較大，且沿縱向伸長(zhǎng)，縱向晶粒長(zhǎng)度1~2 mm，而橫截面上近似等軸狀，晶粒尺寸只有 200~300 μm，長(zhǎng)徑比5~10，β晶粒呈現(xiàn)顯著的形貌各向異性，沒有觀察到沿β 晶界連續(xù)分布的條帶狀 α_P。此外，從圖 2c~2d 的 SEM顯微組織形貌可以觀察到，大量αP沿縱向的長(zhǎng)度大于徑向尺寸，呈現(xiàn)類似于β晶粒的形貌各向異性，只是各向異性的程度較低。結(jié)合Ti-55531棒材的鍛造工藝分析，α+β兩相區(qū)的改鍛成型使α_P充分破碎等軸化，但同時(shí)由于鈦合金的塑性流變，β 晶粒沿縱向伸長(zhǎng)，從而形成一定的纖維組織形貌。

3.1.2　晶體取向分析

采用EBSD進(jìn)一步分析Ti-55531棒材0.5R處縱截面的晶體取向信息，結(jié)果如圖3所示。從圖3a、3b中不同截 面的IPF云圖可以得出，Ti-55531鍛態(tài)合金的β晶粒呈現(xiàn)顯著的形貌各向異性，同時(shí)存在明顯的塑性變形特征。β相的{110}極圖存在明顯對(duì)稱性，結(jié)合取向云圖和織構(gòu)組分分析，可以確定分析區(qū)域內(nèi)存在{110}<11ˉ0>織構(gòu)，而且<110>織構(gòu)組分約占48.5%，為該區(qū)域的主要織構(gòu)。研究表明，<110>絲織構(gòu)是鈦合金β相的典型軋制或拉伸織構(gòu) ，在鈦合金高溫鍛造過程中極易出現(xiàn)[11–13]。在 Ti55531棒材鍛造過程中，最終兩相區(qū)的改鍛主要為拔長(zhǎng)變形，且心部變形量較大，因此0.5R處<110>絲織構(gòu)組分顯著增加。

β 晶粒內(nèi)部和晶界處都分布著大量的等軸 αP 晶 粒，且大部分等軸 αP和 β 相遵循 Burgers 取向關(guān)系，即{0001}α||{110}β，<112ˉ0>α||<111>β。結(jié)合前面觀察到的 αP形貌特征可以得出，α相尤其是等軸αP的形貌和取向織構(gòu)，是復(fù)雜熱力耦合作用下的變形、相變和球化共同造成的[14]。由于Ti-55531鍛態(tài)合金的室溫變形主要通過β相進(jìn)行，因此對(duì)于α相的組織形成原因不做深入討論。

3.2　塑性各向異性-組織關(guān)系

3.2.1　室溫拉伸各向異性

Ti-55531合金2種不同取向試樣的室溫拉伸結(jié)果如圖4所示，RD和LD方向各選取3組典型的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線。由于室溫拉伸測(cè)試過程中，屈服前和屈服后分別采用引伸計(jì)應(yīng)變速率控制和拉伸機(jī)位移控制，且位移控制的應(yīng)變速率較高，因此各條拉伸曲線在去除引伸計(jì)后都出現(xiàn)應(yīng)力值突然升高，但并不影響材料性能的測(cè)定。

通過拉伸曲線分析可得，LD 方向的平均屈服強(qiáng)度為1207.3 MPa，略低于RD方向的1235.4 MPa，而平均斷裂應(yīng)變?yōu)?3.1%，遠(yuǎn)高于RD試樣的4.9%。Ti-55531棒材橫縱向的屈服強(qiáng)度略有差異，而縱向的室溫塑性明顯優(yōu)于徑向，呈現(xiàn)顯著的塑性各向異性。

Ti-55531 合金的屈服強(qiáng)度與其組織特征，包括 α 相含量、αP和 αS的尺寸形貌以及 α/β 相織構(gòu)類型等密切相關(guān)[15–16]。考慮到RD和LD拉伸試樣僅有取樣方向差異，可以排除組織在三維條件下 α 相含量和形狀尺寸的影響，本研究只考慮不同取樣方向下α相和β相的二維形貌及晶體取向差異，即形貌各向異性和取向織構(gòu)對(duì)性能的影響。Ti-55531棒材的初始組織分析結(jié)果表明，β相整體呈短棒狀形態(tài)，RD和TD尺寸相似，而LD明顯較長(zhǎng)。分別沿 RD 和 LD 方向拉伸時(shí)，最大切應(yīng)力方向（45°方向）在β晶粒內(nèi)穿過的距離即等效滑移距離相等，表明β晶粒的形貌對(duì)合金屈服強(qiáng)度的各向異性影響不大。研究表明，鈦合金中β相的室溫變形主要發(fā)生在{101}<111>滑移系上[17–19]。圖5為RD和LD加載方向上，β相的反極圖和對(duì)應(yīng)取向下{101}<111>滑移系的最高 Schmid 因子分布。從圖5中可以看出，沿RD加載方向，β相的取向織構(gòu)集中分布在<001>和<111>方向附近，其中<001>方向的Schmid 因子為 0.40~0.48，<111>方向的 Schmid 因子為0.32~0.40。沿LD加載方向，β相的取向織構(gòu)強(qiáng)度較弱，主要分布在<101>方向附近，此時(shí)的Schmid因子在0.44~0.50 之間分布。由此可見 ，沿 LD 方向加載時(shí) ，β 相 {101}<111>滑移系的平均Schmid因子值略高與RD方向加載，滑移系更容易激活，對(duì)應(yīng)較低的屈服強(qiáng)度。這一結(jié)論符合拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果，說明 β 相的取向織構(gòu)是造成 Ti55531合金屈服強(qiáng)度各向異性的主要原因。Ti-55531合金室溫拉伸變形過程中，相比體心立方的β相基體，六方結(jié)構(gòu)的α相主要起到強(qiáng)化的作用[20]，變形初期承擔(dān)的塑性變形較小，不需要考慮取向特征對(duì)滑移系開動(dòng)的影響。

同時(shí)，考慮到αS尺寸較小且均勻析出，而等軸 αP存在一定的形貌各向異性但并不顯著，因此α相的組織特征不是導(dǎo)致 Ti-55531 合金出現(xiàn)屈服強(qiáng)度各向異性的主要原因。對(duì)比Ti-55531合金RD和LD試樣的室溫拉伸曲線，彈性段、屈服段和塑性變形的強(qiáng)化階段差別并不明顯，因此2種試樣的塑性差異可以歸因于裂紋-孔洞萌生尤其是裂紋擴(kuò)展阻力的區(qū)別。

3.2.2　斷裂韌性各向異性

Ti-55531合金不同取向試樣的斷裂韌性測(cè)試結(jié)果如表2所示，分別在棒材頭部、中部和尾部的0.5R處取樣， T-R和L-T方向各取2個(gè)試樣進(jìn)行測(cè)試。從表2中數(shù)據(jù)可以得出，Ti-55531棒材不同位置的斷裂韌性略有差異，但無論取樣位置如何變化，T-R試樣的KIC值都遠(yuǎn)小于L-T試樣。不同位置T-R試樣的平均KIC值為65.45 MPa·m1/2，而 L-T 試樣的平均 KIC值為 92.80 MPa·m1/2。T-R 試樣和L-T試樣的斷裂面分別為棒材縱截面和橫截面，對(duì)應(yīng)室溫拉伸的RD和LD試樣。這一結(jié)果表明，Ti-55531合金的室溫塑性各向異性與斷裂韌性值即裂紋擴(kuò)展阻力存在對(duì)應(yīng)關(guān)系，斷面裂紋擴(kuò)展阻力越小，相應(yīng)的室溫拉伸塑性越低。Ti-55531合金斷裂韌性和室溫塑性的各向異性，與顯微組織特征包括β相的形貌和取向織構(gòu)的關(guān)系，需要結(jié)合斷口分析進(jìn)行深入研究。

3.2.3　斷口分析

Ti-55531合金RD和LD室溫拉伸試樣的斷口形貌如圖6所示。從圖6中可以看出，不同取向拉伸試樣的斷口形貌存在顯著差異，RD試樣斷口相對(duì)平整，表面存在多條相互平行的條紋，在電鏡下表現(xiàn)為高度差異顯著的臺(tái)階和相對(duì)不明顯的跡線，如圖6a所示，而LD試樣的斷口表現(xiàn)出明顯的頸縮，斷口中心區(qū)域凹凸不平（圖6c白色 虛線區(qū)域），存在大量凹坑和帶有平整斷口的突起，邊緣區(qū)域?yàn)閮A斜的剪切唇，部分剪切唇區(qū)域也能觀察到臺(tái)階形貌。RD試樣斷口表面的平行條紋間距100~200 μm不等，同時(shí)LD試樣斷口中心區(qū)域的坑洞和突起，以及剪切唇區(qū)域臺(tái)階尺寸約為200~300 μm，且坑洞和突起的形貌與β晶粒的形貌特征類似，表明橫縱向拉伸斷裂與β晶粒均有密切聯(lián)系。此外，RD 試樣和 LD 試樣的斷口，微觀斷口形貌均呈現(xiàn)出典型的韌性斷裂特征，斷口表面存在大量韌窩，區(qū)別在于RD斷口多為淺韌窩，而LD斷口韌窩明顯更深。

表 2 不同取向的斷裂韌性KIC值 Table 2 Fracture toughness (KIC) in different directions (MPa·m1/2)

圖7為斷裂韌性測(cè)試T-R和L-T試樣的斷口宏觀形貌，豎直方向由下往上為裂紋擴(kuò)展方向。圖中所示中心區(qū)域和左右兩側(cè)CT試樣表面附近區(qū)域的應(yīng)力狀態(tài)不同，分別對(duì)應(yīng)平面應(yīng)變和平面應(yīng)力狀態(tài)，斷口分析以中心區(qū)域?yàn)闇?zhǔn)。此外，需要注意的是中心區(qū)域除靠近底部預(yù)制裂紋的局部區(qū)域?yàn)榱鸭y穩(wěn)態(tài)擴(kuò)展之外，大部分?jǐn)嗫诰鶠槭Х€(wěn)擴(kuò)展區(qū)域。但是，仍然可以發(fā)現(xiàn)斷裂韌性試樣的斷口與室溫拉伸斷口存在一定的相似性，T-R試樣斷口存在平行條紋，類似RD拉伸斷口，而L-T試樣的斷口形貌類似 LD 拉伸斷口剪切唇區(qū)域的形貌。這一結(jié)果表明，Ti-55531合金拉伸和斷裂韌性測(cè)試時(shí)的裂紋擴(kuò)展微觀機(jī)制相似，裂紋擴(kuò)展阻力的差異影響了拉伸塑性的大小。

3.2.4　裂紋擴(kuò)展路徑

為了深入分析Ti-55531合金的斷裂機(jī)制，對(duì)室溫拉伸斷裂試樣的裂紋擴(kuò)展路徑進(jìn)行了組織表征。圖 8 為RD試樣的斷口剖面形貌，剖面沿縱向且垂直于斷口表面的平行條紋，OM和EBSD表征結(jié)果對(duì)應(yīng)統(tǒng)一區(qū)域，但角度略有偏轉(zhuǎn)。RD試樣剖面的OM和IPF云圖表明，斷口表面的平行條紋沿β晶粒長(zhǎng)度方向，裂紋沿垂直于β晶粒長(zhǎng)度方向擴(kuò)展，穿過β晶粒內(nèi)部并在晶界處扭折形成臺(tái)階。由于試樣發(fā)生了 5% 左右的塑性變形，材料內(nèi)部位錯(cuò)密度和晶格畸變較高，EBSD標(biāo)定率很低，從IPF云圖中可以觀察到大量微觀剪切帶，且變形主要集中在β相內(nèi)部。

圖9為L(zhǎng)D試樣的斷口剖面形貌。相比橫向拉伸斷裂，縱向斷口剖面明顯更為曲折。由于縱向拉伸延伸率較高，且斷口附近存在明顯頸縮，局部塑性變形量大，斷口附近 β 晶粒明顯被拉長(zhǎng)，同時(shí) β 相的 EBSD 標(biāo)定率極低，只能標(biāo)定等軸α_P，表明室溫塑性變形主要集中在β相中。從裂紋擴(kuò)展路徑來看，試樣中心斷口垂直于拉伸載荷方向，為裂紋萌生區(qū)，兩側(cè)剪切區(qū)裂紋比較曲折，可能存在沿β晶界的裂紋擴(kuò)展。

Ti-55531棒材各處不同取向的斷裂韌性試樣宏觀裂紋擴(kuò)展路徑如圖10所示。從圖10中可以看出，宏觀裂紋擴(kuò)展路徑的形貌和斷裂韌性值相關(guān)，無論鑄錠頭部、中部或尾部，相比T-R試樣，L-T試樣的斷裂韌性值更高，且裂紋扭折程度更大，同時(shí)裂紋擴(kuò)展路徑上的塑性變形區(qū)域更為明顯，變形程度更高。斷裂韌性反映的是材料抵抗裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展的能力。由前面所述拉伸性能及斷口形貌分析結(jié)果可知，RD和LD拉伸的區(qū)別主要在于拉伸后半段裂紋擴(kuò)展階段的差異。結(jié)合斷裂韌性結(jié)果和擴(kuò)展路徑分析可以確定，Ti-55531棒材的塑性各向異性是由于橫向和縱向的裂紋擴(kuò)展阻力不同導(dǎo)致的，斷裂韌性值越高，裂紋擴(kuò)展阻力越大，相應(yīng)的室溫延伸率越大。

3.2.5　塑性各向異性成因分析

基于Ti-55531棒材的性能測(cè)試、組織表征和斷口分析結(jié)果，其塑性各向異性可以從形變機(jī)制、裂紋萌生和裂紋擴(kuò)展3個(gè)方面來解釋。

首先，在拉伸變形初始階段，鈦合金性能主要受晶體取向、晶粒尺寸、晶界分布等組織特征的影響，取決于滑移系開動(dòng)的多少和難易程度。Ti-55531 合金主相為 β相，且塑性變形也主要發(fā)生在β相中（從SEM和EBSD結(jié)果中得出），α 相主要是隨 β 相轉(zhuǎn)動(dòng)以協(xié)調(diào)變形。由于 β相晶粒縱向伸長(zhǎng)而橫截面近似等軸狀，縱向和橫向拉 伸時(shí)位錯(cuò)的有效滑移距離相同，同時(shí)不同拉伸方向下{101}<111>滑移系的平均Schmid因子差別較小，因此屈服強(qiáng)度的各向異性相比塑性差異，并不明顯。

其次，考慮組織特征對(duì)Ti-55531合金裂紋或孔洞萌生的影響。斷口分析結(jié)果表明，Ti-55531合金RD和LD拉伸斷裂均為韌性斷裂，在中心區(qū)域等軸αP周圍形成孔洞，最終通過孔洞聯(lián)接或裂紋擴(kuò)展導(dǎo)致斷裂，多處裂紋沿α/β相界面擴(kuò)展，如圖11所示。區(qū)別在于，RD試樣斷前塑性變形量較小，裂紋擴(kuò)展路徑曲折且與等軸αP密切相關(guān)，但局部裂紋清晰且平直，而LD試樣塑性變形量大，裂紋邊緣尖端突起較多，對(duì)應(yīng)斷口上的韌窩。Ti-55531棒材內(nèi)部存在等軸 αP的取向織構(gòu)和形貌各向異性，但 α相織構(gòu)強(qiáng)度較弱，且塑性變形主要通過β相進(jìn)行。盡管如此，考慮到Ti-55531合金韌性斷裂過程中，孔洞形核長(zhǎng)大是裂紋萌生甚至擴(kuò)展過程的重要階段，α相的取向和形貌特征仍然有一定影響，如圖11c所示。

從斷裂韌性測(cè)試結(jié)果可以看出，Ti-55531合金縱向裂紋擴(kuò)展阻力明顯高于橫向。在平面應(yīng)變條件下，裂紋尖端塑性區(qū)半徑(rP)可以根據(jù)以下公式計(jì)算[21]：

式中，K為斷裂韌性，Re為屈服強(qiáng)度。由此可得Ti-55531合金的裂紋尖端塑性區(qū)尺寸為300~700 μm，考慮到橫截面上的 β 晶粒尺寸為 200~300 μm，則 β 晶粒內(nèi)部塑性變形和晶界對(duì)于裂紋擴(kuò)展塑性變形均有重要影響。

綜上所述，Ti-55531合金的斷裂韌性及拉伸塑性主要取決于β晶粒形貌各向異性，并受取向織構(gòu)的影響。

3.3　實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證

采用熱處理和室溫拉伸實(shí)驗(yàn)對(duì)上述結(jié)論進(jìn)行驗(yàn)證。

在 830 ℃（α+β 兩相區(qū)）和 950 ℃（β 單相區(qū)）分別對(duì) Ti55531棒材進(jìn)行固溶處理 ，最終組織均為網(wǎng)籃組織 ，EBSD取向分布結(jié)果如圖12所示。從圖12中可以看出，2種固溶處理均發(fā)生了β相再結(jié)晶，鍛態(tài)合金中β相的纖維組織（形貌各向異性）消失，相比 830 ℃固溶處理，950 ℃固溶的Ti-55531合金的β晶粒尺寸更大，且再結(jié)晶更加充分。將2種不同熱處理后β相的極圖與鍛態(tài)合金進(jìn)行對(duì)比可以發(fā)現(xiàn)，830 ℃固溶處理雖然消除了β晶粒的形貌各向異性，但晶體取向分布與鍛態(tài)類似，取向織構(gòu)仍保留了下來，而950 ℃固溶處理后，鍛態(tài)<110>絲織構(gòu)完全消失，開始形成{100}再結(jié)晶織構(gòu)。

熱處理后Ti-55531棒材不同取向的室溫拉伸性能如表3所示。從表3中可以得出，2種不同溫度的固溶處理后，同一溫度下的Ti-55531合金RD試樣和LD試樣抗拉強(qiáng)度差別都不大 ，沒有表現(xiàn)出顯著的取向差異。經(jīng)830 ℃固溶處理后，RD 和 LD 試樣的抗拉強(qiáng)度均高于950 ℃固溶處理的試樣。這種強(qiáng)度差異可以歸因于β晶粒的尺寸差異，950 ℃固溶 Ti-55531 合金的晶粒尺寸顯著增加，從而導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度降低。對(duì)于室溫塑性，Ti55531合金經(jīng)830℃固溶處理后，RD試樣的延伸率和斷面收縮率均明顯小于LD試樣，仍存在塑性各向異性，但與鍛態(tài)相比各向異性的程度明顯減弱。經(jīng)950 ℃固溶處理后，RD 試樣和 LD 試樣相比，延伸率和斷面收縮率的差距進(jìn)一步縮小，塑性各向異性的程度進(jìn)一步減弱，但強(qiáng)度降低明顯。

表 3 熱處理后不同取向試樣的室溫拉伸性能 Table 3 Room temperature tensile properties of specimens with different orientations after heat treatment

Ti-55531合金熱處理后室溫塑性的變化驗(yàn)證了之前的結(jié)論，即β晶粒形貌的各向異性是導(dǎo)致塑性各向異性的主要原因，同時(shí)受β相取向織構(gòu)等因素的影響。830 ℃固溶處理后，消除了β晶粒的形貌各向異性，隨著固溶溫度增大到950 ℃，β相的取向織構(gòu)隨之消失，同時(shí)RD和LD的塑性差異越來越小。此外，固溶處理也同時(shí)消除了鍛態(tài)合金中的等軸αP，因此αP的形貌和取向織構(gòu)對(duì)塑性各向異性的影響也隨之減弱。

4、結(jié)論

1）Ti-55531棒材0.5R處RD方向的屈服強(qiáng)度略高于LD，這是由于鍛態(tài)合金中 β 相存在<110>織構(gòu)，導(dǎo)致 RD方向{101}<111>滑移系的Schmid因子小于LD方向，拉伸時(shí)激活滑移系的難度更高。

2）Ti-55531棒材的拉伸塑性與斷裂韌性存在明顯關(guān)聯(lián)，LD試樣的拉伸塑性遠(yuǎn)高于RD試樣，同時(shí)L-T試樣的斷裂韌性優(yōu)于T-R試樣，表明合金室溫塑性的各向異性主要取決于裂紋擴(kuò)展階段，受裂紋擴(kuò)展阻力及相關(guān)組織特征的影響。

3）Ti-55531合金室溫塑性的各向異性主要取決于β晶粒形貌各向異性，并受β相取向織構(gòu)和等軸αP分布等因素的影響，該結(jié)論通過熱處理和室溫拉伸實(shí)驗(yàn)進(jìn)行了驗(yàn)證。

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