近年來(lái)，隨著航空航天工業(yè)的快速發(fā)展，對(duì)服役材料的要求愈加嚴(yán)苛。在確保飛行安全的基礎(chǔ)上，服役材料還需要滿足增加有效載重量、提高損傷容限能力等多重要求。亞穩(wěn) β 鈦合金因其具有高比強(qiáng)度、優(yōu)異的淬透性、良好的疲勞性能和優(yōu)異的耐蝕性等特點(diǎn)，成為滿足航空航天工業(yè)需求的理想材料。亞穩(wěn) β 鈦合金是 β 鈦合金的一種，是指鉬當(dāng)量在 8%~30% 的鈦合金 [5]，常見的牌號(hào)有 TC18、Ti-1023、Ti-5553、Ti55531 等，已在航空航天領(lǐng)域取得了成功的應(yīng)用。例如，TC18 鈦合金在國(guó)外被廣泛用于大型起落架橫梁和機(jī)身對(duì)接框等關(guān)鍵結(jié)構(gòu)件，而在我國(guó)的軍用運(yùn)輸機(jī)、客機(jī)和大型運(yùn)輸機(jī)等主承力結(jié)構(gòu)件中也發(fā)揮了重要作用 [6]。Ti-1023 鈦合金應(yīng)用更為廣泛，波音 777 的主起落架、空客 A380 的起落架以及戰(zhàn)斗機(jī) F-22 的結(jié)構(gòu)件均采用了該材料 [5,7]。作為一種輕質(zhì)高強(qiáng)的結(jié)構(gòu)材料，鈦合金在航空航天領(lǐng)域的使用量穩(wěn)步增長(zhǎng)，展現(xiàn)出良好的應(yīng)用前景。

與其他金屬材料一樣，亞穩(wěn) β 鈦合金也面臨著強(qiáng)度和塑性的權(quán)衡問(wèn)題，即往往在提高強(qiáng)度的同時(shí)，塑性發(fā)生降低，會(huì)使材料在產(chǎn)生屈服現(xiàn)象之前過(guò)早地?cái)嗔?[8]。因此，人們一直致力于研究能夠同時(shí)提高強(qiáng)度和塑性的方法。在工程應(yīng)用方面，常通過(guò)熱機(jī)械變形和后續(xù)熱處理組合的方式調(diào)控材料的微觀組織，來(lái)達(dá)到改善力學(xué)性能的目的，從而實(shí)現(xiàn)強(qiáng)塑性的良好匹配。在熱機(jī)械變形過(guò)程中，變形溫度對(duì)材料的微觀組織和力學(xué)性能有很大的影響。根據(jù)變形溫度的不同，熱機(jī)械變形通?？煞譃?β 相區(qū)變形、跨 β 相區(qū)變形和 α+β 相區(qū)變形。亞穩(wěn) β 鈦合金通常選擇在 α+β 相區(qū)變形 [9-11]，可以獲得含有初生α_p相的等軸組織或雙態(tài)組織，在后續(xù)慢冷或時(shí)效過(guò)程中，β 基體上還會(huì)析出次生α_s相。其中初生α_p相和次生α_s相對(duì)力學(xué)性能有著不同的影響。有研究人員 [12] 探究了初生α_p相含量與次生α_s相形態(tài)對(duì) TA15 鈦合金力學(xué)性能的影響，通過(guò)對(duì)經(jīng) α+β 兩相區(qū)鍛造后所得的 6 種 TA15 鈦合金的顯微組織表征和力學(xué)性能測(cè)試，結(jié)果表明 TA15 鈦合金中初生α_p相含量和次生α_s相的形貌對(duì)強(qiáng)度有較大的影響，對(duì)塑性的影響則不明顯。其中，初生α_p相含量增加會(huì)使得合金的強(qiáng)度下降，而片層α_s相排列有序度的增強(qiáng)使合金的強(qiáng)度有所提升。研究人員 [13] 還設(shè)計(jì)了熱軋 + 雙相區(qū)固溶 + 時(shí)效處理的熱加工工藝，來(lái)調(diào)控 Ti-1Al-8V-5Fe 合金的微觀組織，形成由微米級(jí) α 析出相和納米級(jí) α 析出相組成的分級(jí)納米結(jié)構(gòu)，使得 Ti-1Al-8V-5Fe 合金強(qiáng)度進(jìn)一步提高至 1690MPa。因此，通過(guò)調(diào)控 α 相的含量、形貌、分布等微觀組織特征，可以作為改善合金力學(xué)性能的手段。

本研究以 Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr (Ti55531) 為模型材料，采用熱機(jī)械變形和后續(xù)熱處理的方式，設(shè)計(jì)了不同的熱加工工藝，來(lái)調(diào)控初生α_p相和次生α_s相的形貌和分布，對(duì)其進(jìn)行顯微組織表征和室溫力學(xué)性能測(cè)試，探究初生α_p相和次生α_s相的形貌和分布對(duì) Ti55531 鈦合金力學(xué)性能的影響，為 Ti55531 合金的加工工藝的改進(jìn)提供參考和依據(jù)。

1、試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為雙相區(qū)熱鍛的 Ti55531 合金，尺寸為 φ220mm、厚度為 22mm 的餅材，實(shí)際化學(xué)成分為 Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr (質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)，由金相法測(cè)得該合金的相變點(diǎn) Tβ 為 (830±10)℃。Ti55531 合金熱鍛態(tài)的微觀組織如圖 1 (a) 所示，其為雙態(tài)組織，由等軸狀的初生α_p和 β 轉(zhuǎn)變組織組成。圖 1 (a) 中次生α_s相呈現(xiàn)出不均勻的隨機(jī)分布，圖中黃色箭頭為片層狀析出相α1所在區(qū)域，白色為細(xì)密的針狀析出相αn所在區(qū)域。從圖 1 (b~d) 可以觀察到次生 α 相有兩種析出形態(tài)，分別為粗的片層狀α₁和細(xì)針狀α_n，兩者分布區(qū)域存在明顯的分界線 (見圖 1 (b) 黃色虛線)。次生相具有兩種析出形態(tài)是由于熱鍛過(guò)程中變形不均勻。其中部分晶粒發(fā)生了再結(jié)晶，晶粒內(nèi)部剩余的變形畸變能較低，后續(xù)時(shí)效過(guò)程中次生相的析出以均勻形核為主，形核率較低，故析出形態(tài)為粗的片層狀α₁；而沒有發(fā)生再結(jié)晶的晶粒內(nèi)部殘余應(yīng)變較高，位錯(cuò)密度較大，為后續(xù)次生相的析出提供了大量的形核位點(diǎn)，因此 αn相的析出較為細(xì)密。

使用電火花線切割機(jī)將熱鍛試樣切割成 50mm×30mm×8mm 的塊體，采用 10 匹精密壓片機(jī)在 α+β 雙相區(qū)進(jìn)行軋制，軋制溫度為 780℃，每道次變形量約為 6%，每道次變形結(jié)束后保溫 3min，最終得到 2mm 厚的軋板，軋制結(jié)束立即在 780℃保溫 30min 后水冷，記為 RST (Rolling+solution treatment)。作為對(duì)照，將熱鍛試樣進(jìn)行 780℃固溶 30min 后水冷，記為 ST (Solution treatment)。隨后將兩組固溶試樣進(jìn)行 500℃×6h 時(shí)效處理，具體工藝流程圖如圖 2 所示，其中未經(jīng)熱軋的固溶 + 時(shí)效工藝記為 STA (Solution treatment+aging)，熱軋 + 固溶 + 時(shí)效工藝記為 RSTA (Rolling+solution treatment+aging)。

采用 UTM5105-G 電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì) STA 和 RSTA 試樣進(jìn)行室溫拉伸性能測(cè)試，變形速率為 0.4mm/min。每組拉伸試驗(yàn)的試樣數(shù)量不少于 5 個(gè)，且取樣位置均位于軋板的中間部位，確保試驗(yàn)數(shù)據(jù)的可重復(fù)性。拉伸試樣的尺寸如圖 3 所示。在進(jìn)行拉伸試驗(yàn)之前，使用砂紙對(duì)需要觀察的試樣側(cè)表面進(jìn)行打磨，將打磨后的試樣進(jìn)行拋光處理，所使用的拋光液成分為 HClO?:CH?COOH=1:9 (體積比)，在進(jìn)行電解拋光時(shí)電壓控制在 50V，拋光時(shí)間在 20s 左右。拋光結(jié)束后使用體積比為 HF:HNO?:H?O=1:3:10 的腐蝕劑對(duì)試樣進(jìn)行腐蝕，以便觀察后續(xù)試樣在拉伸過(guò)程中的變形痕跡。采用 SU6600 型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡 (SEM) 進(jìn)行拉伸試樣的側(cè)表面微觀組織和斷口形貌觀察，采用 JEOL-F200 型透射電鏡對(duì) α 相形態(tài)進(jìn)行觀察。使用配備 EBSD 探頭的冷場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡 GeminiSEM 500 進(jìn)行 EBSD 表征，將 EBSD 獲得的原始數(shù)據(jù)導(dǎo)入 HKL Channel5 軟件進(jìn)行數(shù)據(jù)處理，能夠得到晶粒取向、晶界、局部取向差等信息。

2、試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 固溶態(tài)組織

圖 4 (a,d) 分別為 Ti55531 合金經(jīng)過(guò)固溶 (ST) 和熱軋 + 固溶 (RST) 處理后的金相形貌。由圖 4 (a,d) 可以看出，經(jīng)過(guò) 780℃×30min 固溶處理后，熱鍛態(tài)組織中的次生 α 相已全部回溶，ST 和 RST 試樣的顯微組織均由初生α_p相及 β 基體構(gòu)成。其中兩組試樣中 α?相的幾何形狀有明顯差異，ST 試樣中 α?相呈等軸狀，如圖 4 (a) 所示。RST 試樣中 α?相呈橢球狀，如圖 4 (d) 所示，沿著軋制方向發(fā)生了明顯拉長(zhǎng)。

為進(jìn)一步表征 β 晶粒的尺寸和晶界分布，對(duì)兩組試樣進(jìn)行 EBSD 表征和分析。ST 和 RST 試樣的晶界 (GB) 圖見圖 4 (b,e)，大 / 小角度晶界統(tǒng)計(jì)圖見圖 4 (c,f)。從圖 4 (b,c) 可以看出，ST 試樣的 β 晶粒尺寸較大，通過(guò)統(tǒng)計(jì)多張 GB 圖 (Grain boundary map) 中的 β 晶?？傻?，其晶粒尺寸為 150~200μm，且 ST 試樣晶粒中的小角度晶界占比較高 (99%)，大角度晶界僅占 1%。這說(shuō)明熱鍛試樣經(jīng)過(guò)固溶處理后，β 晶粒未完全再結(jié)晶，晶粒內(nèi)部仍儲(chǔ)存著變形過(guò)程中積累的畸變能，以小角度晶界的形式存在于 β 晶粒中。從圖 4 (e,f) 可以看出，RST 試樣的 β 晶粒尺寸較小，RST 試樣的小角度晶界占比降低到了 74%，大角度晶界占比達(dá)到了 26%。這意味著經(jīng)過(guò)熱軋和固溶處理，一部分 β 晶粒發(fā)生了再結(jié)晶，形成了新的無(wú)畸變的等軸晶粒，另一部分 β 晶粒未發(fā)生再結(jié)晶。相較于 ST 試樣，RST 試樣的再結(jié)晶程度更高，β 晶粒尺寸更小。

進(jìn)一步使用反極圖 (Inverse pole figure map, IPF map) 和局部取向差圖 (Kernel average misorientation, KAM) 對(duì) ST 試樣及 RST 試樣的微觀組織進(jìn)行分析，結(jié)果如圖 5 所示。IPF 圖表明，ST 試樣的 β 晶粒較大，且 β 晶粒內(nèi)部具有取向差。等軸的球狀 α_p相彌散分布在 β 基體上。圖 5 (b) 的 KAM 圖顯示，ST 試樣的 β 基體呈現(xiàn)綠色，這證明該狀態(tài)的 β 基體中含有大量畸變能。同時(shí)，球狀 α_p相呈現(xiàn)較為干凈的藍(lán)色，證明變形主要集中在 β 基體中，α_p相的變形程度較低。綜合考慮圖 5 (a,b) 的特征，可以認(rèn)為 ST 試樣中的 β 基體尚未發(fā)生完全再結(jié)晶，其 β 基體中所蘊(yùn)含的彈性畸變能在隨后的時(shí)效過(guò)程中作為缺陷位點(diǎn)降低了 α_s相的形核能，從而促進(jìn)了 α_s相的析出。與 ST 試樣相反，RST 試樣大部分組織已經(jīng)完成了再結(jié)晶行為。圖 5 (c) 表明，相比 ST 試樣，RST 試樣的 β 晶粒呈等軸狀，其晶粒尺寸大大降低，且晶粒的取向較為隨機(jī)。圖 5 (d) 的 KAM 圖表明，這些等軸的 β 晶粒呈藍(lán)色，表明其內(nèi)部畸變能已經(jīng)消耗殆盡。因此 RST 試樣的 β 基體不能在隨后的時(shí)效過(guò)程中為 α_s相的析出提供足夠驅(qū)動(dòng)力，導(dǎo)致 RST 試樣的 α_s相的密度低于 ST 試樣。除了大部分的再結(jié)晶晶粒，RST 試樣中也存在少部分未再結(jié)晶的變形組織，如圖 5 (c) 中大面積不規(guī)則的 < 101 > 取向的組織所示。這是因?yàn)?RST 試樣的變形溫度較低，動(dòng)態(tài)回復(fù)不夠充分，發(fā)生纏結(jié)的位錯(cuò)沒有完全發(fā)生多邊化轉(zhuǎn)變成亞晶 [14]。值得注意的是，RST 試樣中 α_s相呈拉長(zhǎng)的棒狀形貌。圖 5 (d) 的 KAM 圖顯示，這些拉長(zhǎng)的 α_p相中呈現(xiàn)綠色，表明其內(nèi)部含有大量畸變能。尤其是，α_p相內(nèi)部尤其是靠近 β 相界面呈橙色或黃色，如圖 5 (d) 中的插圖所示。這是由于 α_p相和 β 基體的晶格類型不同，在變形過(guò)程中 α_p和 β 相界面附近會(huì)積累大量位錯(cuò) [15]。這些在 α_p相中儲(chǔ)藏的畸變能強(qiáng)化了 RST 試樣中的 α_p相。

2.2 時(shí)效態(tài)組織

圖 6 (a,d) 分別為時(shí)效態(tài) STA 和 RSTA 試樣的 SEM 形貌?？梢杂^察到兩組試樣中的 α_p相與對(duì)應(yīng)固溶態(tài)中的 α_p相的形態(tài)相似，原先的 β 基體經(jīng)過(guò)時(shí)效處理后都析出了次生α_s相。其中 STA 試樣時(shí)效析出的次生α_s相具有兩種不同的形貌特征，一種為具有明顯的短棒狀結(jié)構(gòu)的 α 相 (α_r)，這些短棒狀的 α?相通通常具有較大的尺寸和較為明顯的形態(tài)；另一種為非常細(xì)小、密集的 α 相 (αs)，這些細(xì)密的 α_s通常尺寸較小、分布均勻，在 SEM 照片難以單獨(dú)分辨出具體的形態(tài)，如圖 6 (a) 所示。RSTA 試樣中時(shí)效析出的次生α_s相為片層狀，且 α_s相的片層寬度和長(zhǎng)度相較于 STA 試樣都顯著增加，同時(shí)還可以看出片層α_s相大多都是沿著晶界析出，幾乎橫穿整個(gè)晶粒，如圖 6 (d) 所示。兩組試樣中 α_s相析出形態(tài)的差異來(lái)源于其固溶態(tài)試樣 β 基體中的變形儲(chǔ)能不同，ST 試樣 β 基體中的位錯(cuò)密度較高，可以為 α_s相的析出提供大量的形核位點(diǎn)，同時(shí) α_s相在時(shí)效析出階段優(yōu)先在位錯(cuò)處形核生長(zhǎng) [16-17]，因此 STA 試樣中的 α_s相更為細(xì)密。而 RST 試樣 β 基體中的位錯(cuò)密度較低，α_s優(yōu)先沿著能量較高的晶界形核生長(zhǎng)，直至彼此接觸時(shí)停止伸長(zhǎng)，形成 RSTA 試樣中片層α_s的形態(tài)。為了進(jìn)一步觀察和統(tǒng)計(jì) α_s相的形態(tài)和寬度，對(duì)兩組時(shí)效試樣進(jìn)行 TEM 表征，STA 和 RSTA 試樣中 α_s相的 TEM 形貌如圖 6 (b,e) 所示，可以明顯看出，在相同倍數(shù)下 STA 試樣 α_s相的片層寬度更小，且 RSTA 試樣中 α_s相的片層間距更大。圖 6 (c,f) 為 α_s相平均寬度 (λ-α_s) 的統(tǒng)計(jì)結(jié)果，STA 試樣中 α?相的平均寬度為 21nm，RSTA 試樣中 α_s相的平均寬度為 53nm。

2.3 力學(xué)性能及強(qiáng)韌性分析

圖 7 (a) 比較了 STA 和 RSTA 試樣的室溫拉伸性能。分析可知，STA 試樣的屈服強(qiáng)度為 1479MPa，抗拉強(qiáng)度為 1523MPa，斷裂總延伸率為 2.99%；而 RSTA 試樣的屈服強(qiáng)度為 1436MPa，抗拉強(qiáng)度為 1483MPa，斷裂總延伸率為 5.35%。對(duì)比兩組試樣的力學(xué)性能可知，RSTA 試樣的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均略低于 STA 試樣，而 RSTA 試樣的延伸率卻比 STA 試樣的延伸率提高了近兩倍。兩組試樣在強(qiáng)度相當(dāng)?shù)那闆r下，RSTA 試樣實(shí)現(xiàn)了較好的強(qiáng)塑性匹配，表現(xiàn)出更優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。圖 7 (b) 為兩組試樣均勻變形和非均勻變形占比的統(tǒng)計(jì)圖，可見兩組試樣的均勻變形相差不大，非均勻變形相差近 4 倍。STA 試樣的非均勻應(yīng)變小于均勻應(yīng)變，說(shuō)明材料剛進(jìn)入頸縮階段后不久就發(fā)生了斷裂。而 RSTA 試樣的塑性主要由非均勻變形提供的，其非均勻應(yīng)變相較于 STA 試樣提高了 435%，因此非均勻應(yīng)變的提高是 RSTA 試樣塑性提高的關(guān)鍵。

2.3.1 強(qiáng)度

先前的研究表明，從 β 基體上析出次生α_s相引起的析出強(qiáng)化是亞穩(wěn) β 鈦合金的主要強(qiáng)化方式 [18]，次生α_s相通過(guò)將 β 基體分割成多個(gè)細(xì)小的區(qū)域以起到阻礙位錯(cuò)滑移的作用，從而提高材料的強(qiáng)度。相比于 RSTA 試樣，STA 試樣中的次生α_s相析出更為細(xì)密，α_s與 β 相界面密度增大，對(duì)位錯(cuò)的阻礙作用就更強(qiáng) [19-20]，因此 STA 試樣的強(qiáng)度更高。同時(shí)，次生α_s相的片層間距也是影響強(qiáng)度的重要因素，在變形過(guò)程中次生α_s相是通過(guò)阻礙位錯(cuò)滑移的方式來(lái)提高強(qiáng)度。隨著更多的位錯(cuò)開動(dòng)，α_s與 β 界面處將形成位錯(cuò)塞積 [21]，α_s/β 界面位錯(cuò)塞積對(duì)應(yīng)的應(yīng)力 τ 與 α_s相的片層間距 λ-α^0.5呈線性關(guān)系 [22]，由此可知隨著 α_s相平均間距減小，合金強(qiáng)度提高。從上述分析可知，STA 試樣的片層間距較小，因此這也是 STA 試樣強(qiáng)度較高的原因之一。RSTA 試樣經(jīng)過(guò)熱軋，再結(jié)晶程度較高，再結(jié)晶帶來(lái)的細(xì)晶強(qiáng)化效果在很大程度上彌補(bǔ)了析出強(qiáng)化不足帶來(lái)的影響，所以兩組試樣的強(qiáng)度差異并不大。

2.3.2 塑性

圖 8 為 STA 和 RSTA 試樣的拉伸斷口 SEM 形貌，可以看出 STA 試樣斷口有明顯的裂紋，如白色箭頭所示，且剪切唇的區(qū)域較大，如黃色虛線所示。這些特征表明 STA 試樣屬于韌脆混合型斷裂。從放大倍數(shù)更高的圖 8 (b) 可以觀察到，STA 試樣的斷口中有明顯的塑性區(qū)域和脆性區(qū)域，存在分界線。在兩個(gè)區(qū)域的邊界處可以看出明顯的撕裂痕跡，韌窩底部存在明顯的橢圓形顆粒，與初生α_p相的形狀類似，如白色箭頭所示。經(jīng)過(guò)統(tǒng)計(jì)顆粒狀韌窩的尺寸約為 2.35μm，STA 試樣亞表面初生α_p相的平均直徑約為 2.33μm，因此可以合理推測(cè)這些顆粒狀韌窩是初生α_p與 β 相界面開裂形成的。圖 8 (c) 為 RSTA 試樣的拉伸斷口低倍形貌，斷口表面以韌窩為主，也呈現(xiàn)出典型的韌性斷裂特征。從放大倍數(shù)更高的圖 8 (d) 可以觀察到，斷口的起伏較大，韌窩大而深，沒有明顯的沿相界面開裂的特征，符合材料塑性好的斷口特征。

圖 9 為 STA 和 RSTA 拉伸試樣側(cè)表面靠近斷口附近的 SEM 形貌。從圖 9 (a) 可以看出，STA 試樣的等軸 α_p中有明顯的變形跡線，表明位錯(cuò)從 β 轉(zhuǎn)變組織穿過(guò) α_p后迅速在 α_p中迅速擴(kuò)展，當(dāng)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)至等軸 α_p相與 β 轉(zhuǎn)變組織的相界面時(shí)，在某一點(diǎn)處發(fā)生塞積，較軟的 α_p相抵抗不了位錯(cuò)塞積帶來(lái)的應(yīng)力集中，就會(huì)在界面處發(fā)生開裂，如圖 9 (b) 中的白色箭頭所示。這說(shuō)明 α_p與轉(zhuǎn)變組織的變形協(xié)調(diào)性較差，使試樣過(guò)早進(jìn)入頸縮階段。而在非均勻變形過(guò)程中，α_p與 β 相界面作為裂紋形核點(diǎn)容易萌生裂紋，使 STA 試樣過(guò)早發(fā)生失效斷裂，損失宏觀塑性。此外，STA 試樣中細(xì)密的 α_p相雖然能夠帶來(lái)很強(qiáng)的析出強(qiáng)化，但是細(xì)密的 α_p相對(duì)裂紋的阻擋作用較弱。因此，當(dāng) β 轉(zhuǎn)變組織在變形過(guò)程中形成微孔時(shí)，會(huì)迅速擴(kuò)展形成微裂紋，這也是 STA 試樣塑性惡化的原因。圖 9 (c,d) 為 RSTA 試樣靠近斷口處的 SEM 形貌，可以看出 RSTA 試樣中拉長(zhǎng)的 α?與 β 轉(zhuǎn)變組織均發(fā)生了劇烈的塑性變形，這說(shuō)明二者均充分參與了變形過(guò)程。同時(shí)拉長(zhǎng)狀 α_p相內(nèi)部也有明顯的變形跡線，如圖 9 (d) 所示，但相界面處沒有開裂跡象，說(shuō)明了 RSTA 試樣中初生α_p與 β 轉(zhuǎn)變組織變形協(xié)調(diào)性好，減少了局部應(yīng)力集中和變形不均勻，從而使試樣獲得較高的塑性。

圖 10 為 STA 和 RSTA 試樣拉伸變形后靠近斷口處的 IPF 圖和 KAM 圖。圖 10 (a) 顯示了觀測(cè)區(qū)域中間有一條貫穿的變形帶，如圖中箭頭所示，該變形帶的存在說(shuō)明 STA 試樣發(fā)生了局域化變形。從圖 10 (b) 可以觀察到等軸 α_p相仍為藍(lán)色，β 轉(zhuǎn)變組織為綠色，表明主要參與變形的是 β 轉(zhuǎn)變組織。而 β 轉(zhuǎn)變組織承擔(dān)變形的能力較差，使得材料過(guò)早進(jìn)入頸縮階段?？梢?α_p相和 β 轉(zhuǎn)變組織變形協(xié)調(diào)性差和轉(zhuǎn)變組織承擔(dān)變形的能力差是 STA 試樣塑性差的重要原因。由圖 10 (d) 可知，RSTA 試樣經(jīng)過(guò)拉伸變形后，拉長(zhǎng)狀的 α_p和 β 相均呈亮綠色，在 α?相中更為明顯，說(shuō)明二者均充分參與變形過(guò)程，經(jīng)過(guò)位錯(cuò)強(qiáng)化的 α_p相與 β 轉(zhuǎn)變組織的變形協(xié)調(diào)性更好。聚集在 α_p與 β 相界面的位錯(cuò)在拉伸變形過(guò)程中可以作為位錯(cuò)發(fā)射源來(lái)協(xié)調(diào)界面變形，以適應(yīng)變形不相容引起的應(yīng)變梯度，從而提高 RSTA 試樣的塑性。

STA 試樣拉伸變形后 α_s相的 TEM 形貌如圖 11 (a) 所示，可以觀察到次生α_s相的形態(tài)相較于拉伸變形前 (見圖 6 (b)) 幾乎沒有發(fā)生變化，這說(shuō)明細(xì)小的次生α_s相不易發(fā)生變形，位錯(cuò)在 α_s和 β 相界面處積累到一定程度后，產(chǎn)生的應(yīng)力無(wú)法釋放，就會(huì)在相界面處產(chǎn)生微孔，最終導(dǎo)致開裂 (見圖 9 (b))。圖 11 (b) 為 RSTA 試樣拉伸變形后 α_s相的 TEM 形貌，由圖中箭頭所示，次生α_s相發(fā)生了明顯的剪切和彎曲。粗大的片層α_s相通過(guò)剪切變形可以吸收一定的能量，緩解變形過(guò)程中的應(yīng)力集中，延緩裂紋的萌生；α_s相界面發(fā)生的明顯彎曲說(shuō)明在變形過(guò)程中次生α_s相和 β 基體具有良好的變形相容性，可以在一定程度上緩解非均勻塑性變形帶來(lái)的局部應(yīng)力集中，提高 β 轉(zhuǎn)變組織承擔(dān)塑性變形的能力，從而有效提高材料的塑性。

3、結(jié)論

1）Ti55531 合金經(jīng)過(guò) STA (780℃固溶 30min 后在 500℃時(shí)效 6h) 處理后顯微組織由等軸狀 α_p相 +β 轉(zhuǎn)變組織組成，β 轉(zhuǎn)變組織中的 α_s相十分細(xì)密，呈現(xiàn)細(xì)針狀；經(jīng)過(guò) RSTA (780℃軋制后在 780℃固溶 30min 后在 500℃時(shí)效 6h) 處理后顯微組織由橢球狀 α_p相 +β 轉(zhuǎn)變組織組成，轉(zhuǎn)變組織中的 α_s相呈片層狀。

2）STA 試樣的強(qiáng)化方式以細(xì)針狀的 α_s帶來(lái)的析出強(qiáng)化為主，RSTA 試樣的強(qiáng)化方式以析出強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化為主，細(xì)晶強(qiáng)化彌補(bǔ)了片層α_s析出強(qiáng)化效果不足帶來(lái)的影響。

3）STA 試樣的塑性較差，原因在于 α_p和 β 轉(zhuǎn)變組織變形協(xié)調(diào)性較差和 β 轉(zhuǎn)變組織承擔(dān)變形的能力較弱。RSTA 試樣較好的塑性來(lái)源于經(jīng)過(guò)強(qiáng)化的 α_p和 β 轉(zhuǎn)變組織變形協(xié)調(diào)性更好以及含有片層狀 α_s的 β 轉(zhuǎn)變組織承擔(dān)變形的能力更強(qiáng)。

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（注，原文標(biāo)題：Ti55531鈦合金熱軋對(duì)α相析出行為及力學(xué)性能的影響）