文/周娜，宋蕊池，李巍，王小翔，李瑞·寶雞鈦業股份有限公司

Ti-5111 合金名義成分為Ti-5Al-1Mo-1V-1Zr-1Sn，是美國研發的一種低成本鈦合金，其含有高濃度α 穩定元素(5%Al)和較低含量β 穩定元素，如V、Mo，屬于近α 合金。Ti-5111 合金強韌性高、可焊接性良好，抵抗海水腐蝕能力優異，且成本低于同特性(例如Ti6Al4V ELI)的鈦合金，因此在高性能潛艇機械和結構部件中具有重要的應用價值，目前它已經被美國應用于一系列海軍服役設備中，例如水下無人車輛外殼。為了將其應用至更多零部件，更深入地了解熱處理工藝對Ti-5111 組織和性能的影響顯得非常必要，這也是本文研究的目的。

本研究選用經自由鍛造制備的φ47mm 的Ti-5111 精鍛棒材，經過普通退火、不同的固溶時效制度處理，對各自對應的組織和性能進行檢測，分析研究了不同的熱處理制度對Ti-5111 棒材組織和性能的影響。

試驗

試驗材料

本次試驗選用經過二次真空自耗電弧熔煉的Ti-5111鈦合金鑄錠，其相轉變溫度為975～985℃，化學成分滿足ASTM 標準要求，如表1 所示。

表1 鈦合金鑄錠化學成分(wt%)

加工主要設備

試驗中所用到主要加工設備為80/100MN(10000t)油壓快鍛機、2500t 油壓機、電阻爐、SXP-13 精鍛機。

試驗方法

Ti-5111 鑄錠經單相區開坯，經兩相區多火次自由鍛造變形，最后通過徑向鍛造至φ47mm 精鍛棒，其顯微組織如圖1 所示。由圖1 可見，合金組織由拉長的條狀初生α 相和少量β 轉變組織組成，初生α 相含量大約為75%。

圖1 Ti-5111 合金棒材的鍛態組織

熱處理試驗在箱式電阻爐中進行，表2 為試驗中采用的幾種熱處理方案。經熱處理后，使用線切割切取規格15mm×15mm×80mm 的室溫拉伸試樣，15mm×15mm×20mm 的顯微組織試樣，15mm×15mm×60mm 的室溫沖擊韌性試樣(開口類型為“V”口)。以熱態作為基準，檢測各組對應的力學性能和組織形貌。通過分析對比，研究不同的組織性能如何隨熱處理溫度的變化而變化。檢測顯微組織采用Axiovery 200 MAT 光學顯微鏡，利用Clemexe成像軟件配合光學顯微鏡確定顯微組織中初生α 相的體積分數，室溫拉伸性能檢測使用Instron 5885 電子萬能材料試驗機，室溫沖擊韌性使用JNS-300 擺錘式沖擊試驗機。

表2 Ti-5111 鈦合金棒材熱處理工藝方案

結果與討論

不同熱處理制度對組織的影響

Ti-5111 合金棒材經不同熱處理制度下的顯微組織見圖2。

圖2 Ti-5111 合金棒材在不同熱處理狀態下的顯微組織

圖2(a)、 圖2(b)、 圖2(c)、 圖2(d)、 圖2(e)為合金棒材在不同固溶溫度下的顯微組織，對應的不同組織中初生α 相含量變化趨勢見圖3。可以看出，試樣分別在750℃、800℃、930℃、950℃退火后，棒材顯微組織均為雙態組織，即由初生α 相和β 轉變相組成。隨著溫度的升高，初生α 相含量逐漸減少，β 轉變組織逐漸增多。退火溫度為750℃時，組織中含有約55%的初生α 相。溫度為930℃時，初生α相持續向β 相中溶解，初生α 相減少為50%，且α 相形態由拉長狀逐漸轉變為球化程度較好的等軸狀。溫度升至950℃時，初生α 含量減少至45%，β 轉變相中出現少量細長的次生α 相。這是由于在普通退火過程中，隨著溫度的增高，α 相溶解成為高溫過飽和固溶體，初生α 相不斷溶解于β 相中，因此含量相應減少。

圖3 Ti-5111 合金棒材在不同熱處理狀態下的初生α 相含量

當加熱溫度升至1000℃(α+β/β 相轉變溫度10℃～15℃以上)時，得到魏氏組織(圖2e)，初生α 相大部分轉化為原始β 相，α 晶界及晶內片層α 非常薄，晶內由不同細長的α 集束組成，典型的α 板條被保留的β 層所包圍，β 層富集于β 穩定元素中。這些層的形成是β 穩定元素在遷移界面之前擴散的結果。由此可見，熱處理制度對 Ti-5111鈦合金的組織狀態和相比例有一定的影響，初生α相的含量和次生α 相的比例及形狀因退火溫度改變而得到改變。

固溶時效為鈦合金中常用的一種熱處理制度。固溶即為在高溫加熱過程中，使得合金元素固溶至基體中，隨后在快冷過程中發生非平衡轉變，從而形成過飽和固溶體，緊接著在隨后的時效過程表中使飽和度降低，從而析出第二相。綜合考慮普通退火后的力學性能檢測結果，選定930℃作為第一重固溶溫度。鈦合金的時效主要是依靠β 相在時效過程中析出彌散的α 固溶體，使合金得到強化。然而，哪個時效溫度才能達到強度和沖擊韌性的最佳配合？本研究分別選擇時效溫度530℃、560℃、590℃、620℃，進行進一步熱處理制度摸索。圖 2(f)、圖2(g)、圖2(h)、圖2(i)為不同時效溫度下的顯微組織形貌。可以看出，隨著時效溫度的提高，整體顯微組織仍是雙態組織，初生α 相含量變化不大。

不同熱處理制度對力學性能的影響

對經9 種熱處理后的試樣進行室溫力學性能檢測，室溫拉伸性能、沖擊功變化趨勢見圖4。從圖4Ti-5111 合金棒材在不同熱處理制度下的室溫拉伸性能可以看出，合金在鍛態時，屈服強度和抗拉強度均超過熱處理后的強度，抗拉強度約為940MPa。隨著熱處理溫度的升高，室溫抗拉強度Rm、屈服強度Rp0.2 均呈下降趨勢，伸長率A、斷面收縮率Z 整體呈上升狀態。750℃熱處理后，棒材的抗拉強度下降30MPa，塑性輕微上升；930℃熱處理后，抗拉強度降低約40MPa，塑性相對變化不大。1000℃熱處理后，強度呈明顯上升的趨勢，Rm 值約945MPa，比R 態提高5MPa，塑形變化卻急劇下降，這是因為熱處理工藝超過相變點，形成魏氏組織，密集排列細長的次生α 相增加了強度，而材料的塑性除了與再結晶β 晶粒尺寸有關外，還與晶界α 相有關。片狀組織中的一定厚度的連續晶界α 相，為顯微孔洞的形核長大到臨界尺寸提供了一條有利途徑，從而產生晶間斷裂，使片狀組織的塑性大幅度低于等軸組織和混合組織。

圖4 Ti-5111 合金棒材在不同熱處理狀態下的室溫拉伸性能、沖擊功

固溶溫度為930℃不變時，隨著時效溫度的升高，抗拉強度及屈服強度變化不明顯，伸長率、斷面收縮率呈現出先增后減的趨勢。時效溫度較低時，次生α 相呈彌散的針狀析出。隨著時效溫度升高，彌散度增大，從而強化效果增加，而溫度過高時。針狀α 相獲得更大的驅動力，從而發生擴散使得相界發生遷移，形成尺寸較大的片狀α 相，從而強化效果反而下降。

從圖4Ti-5111 合金棒材在不同熱處理制度下的沖擊性能變化趨勢可以看出，合金的鍛態沖擊性能較低，隨著退火溫度的升高，沖擊性能逐漸上升。930℃時，沖擊吸收功可達到80J。退火溫度超過相變點后，沖擊性能又降低。R 態及經單重退火處理后，V 形缺口試樣沖擊功均可達50J 以上，表現出良好的沖擊性能。固溶溫度為930℃，經不同時效溫度熱處理。時效溫度為530℃時，沖擊吸收功達到62J。隨著時效溫度升高，沖擊性能大幅度下降。

為了更好的分析熱處理制度對Ti-5111 合金棒材沖擊性能的影響，對個別沖擊試驗斷口形貌進行分析，見圖5。從圖5 中可見，930℃，950℃，熱處理后的沖擊斷口形貌差異不大，斷口相對平直，呈灰色，1000℃熱處理后的斷口非常粗糙，部分呈現出金屬光澤。圖為沖擊試樣斷口的SEM 照片。從圖中可見，斷口韌窩分布相對均勻，1000℃處理后的斷口韌窩數量較少，且可見解理臺階以及河流花樣。材料的韌性除與α 相比例有關外，還和其形貌有關。930℃處理后的雙態組織，沖擊性能最好，1000℃處理后，可能片狀α 相的位向與主裂紋擴展方向相近，裂紋沿α相片間通過，因此沖擊性能最差。

圖5 沖擊斷口形貌

結論

⑴Ti-5111 鈦合金棒材在九種熱處理制度下性能均符合標準的要求。

⑵在750℃、800℃、930℃、950℃分別單重退火后，初生α 相含量占45%～60%，Ti-5111 棒材的室溫強度隨著退火溫度的提高略有降低，塑性差異不大，沖擊性能先增大后減小；雙重退火后，隨著時效溫度升高，強塑性無明顯變化，沖擊性能顯著下降。

⑶選擇退火制度為 930℃/1h.AC，即可獲得強度和塑性、沖擊性能的相對最佳匹配。

作者簡介

周娜

工藝員，主要從事鈦及鈦合金金屬材料的加工工藝技術研究，鈦合金新材料研制及新產品開發工作，曾獲陜西有色集團科技進步二等獎1項，擁有實用新型專利1項。

——文章選自《鍛造與沖壓》2022年第15期