鈦及鈦合金具有十分優(yōu)異的性能，例如良好的蠕變性能、斷裂韌度、耐高溫性以及優(yōu)異的抗沖蝕性等，在航空工業(yè)、高溫發(fā)動機葉片、醫(yī)療器械等領域中廣泛使用［1-2］。Ti-55511鈦合金是一種富β穩(wěn)定元素的α+β型兩相鈦合金，由于該合金具有高強高韌、焊接性能良好以及淬透性優(yōu)異等特性，在飛機的起落架、底盤、發(fā)動機葉片等結構件中得到廣泛應用［3］。

目前，關于Ti-55511鈦合金熱處理工藝的研究較多。牟芃威等［4］對Ti-55511鈦合金進行了固溶時效處理，發(fā)現(xiàn)合金經(jīng)固溶時效處理后的力學性能得到明顯提升，并且固溶會使組織中形成過飽和固溶體，再經(jīng)時效處理后，組織中會析出次生α相。辛宏靖等［5］也研究了固溶時效對Ti-55511鈦合金組織與力學性能的影響，發(fā)現(xiàn)固溶會使組織中發(fā)生元素再分配，并發(fā)現(xiàn)固溶溫度會影響組織中初生α相的比例，且會影響時效時析出次生α相的含量，從而影響合金強度。張穎等［6］對Ti-55511鈦合金進行了雙重退火處理，發(fā)現(xiàn)合金經(jīng)雙重退火處理后，組織為典型的魏氏組織，且試樣強度降低，塑性提高。

綜上所述，雖然目前較多學者對Ti-55511鈦合金的熱處理工藝進行了大量研究，但主要均是以普通的固溶時效以及退火工藝為主，未進行新的熱處理工藝研究。而BASCA(β退火+緩慢冷卻+時效)工藝是一種新提出的熱處理工藝，目前僅應用于少量的近β鈦合金中。隨著近年來Ti-55511鈦合金的應用不斷增加，尤其是在航天航空領域，故本文將BASCA熱處理工藝應用于Ti-55511鈦合金中，分析該工藝對Ti-55511鈦合金微觀組織以及力學性能的影響，為Ti-55511鈦合金的熱處理工藝研究提供參考。

1、試驗材料與方法

試驗材料為經(jīng)多火次鍛造而成的Ti-55511鈦合金棒材，棒材終鍛規(guī)格為φ245mm，采用ICP發(fā)射光譜儀測試棒材的元素含量，具體結果如表1所示。依據(jù)GB/T23605—2020《鈦合金β轉變溫度測定方法》測試棒材β轉變溫度，測得的β轉變溫度為890～895℃。

Ti-55511鈦合金棒材的原始微觀組織如圖1所示，該組織主要由β轉變組織和α相構成，并有α晶界存在，其中α相尺寸長短不一，α相以大量細小條狀為主且平行或交錯均勻分布在基體上。

將棒材切割加工，隨后對棒材進行BASCA工藝熱處理，本文將BASCA工藝細分為BASC工藝與BASCA工藝，區(qū)別為是否進行A階段(即時效處理)，具體熱處理方案如表2所示。熱處理后，對合金進行微觀組織觀察，同時測試拉伸性能。其中拉伸性能測試取樣方向為L向(棒材縱向)，利用INSTＲON電子萬能試驗機，依據(jù)GB/T228．1—2021《金屬材料拉伸試驗第1部分:室溫試驗方法》進行拉伸試驗，每組3個平行試樣，最后取3個結果的平均值。合金的相組成使用EmpyreanX射線衍射儀(XＲD)進行分析，Cu靶材，電流為40mA，電壓為40kV，掃描速度為10°/min，掃描角度范圍為30°～80°。在OLYMPUS光學顯微鏡下觀察顯微組織，斷口形貌以及高倍微觀組織采用SUPＲA55型掃描電鏡(SEM)進行觀察，使用配比為HF∶HNO₃∶乳酸=1∶3∶5(體積比)的腐蝕劑進行腐蝕。

2、試驗結果與討論

2.1微觀組織

圖2為合金經(jīng)BASC工藝處理后的微觀組織，與棒材原始微觀組織相比，經(jīng)BASC工藝處理后，組織中α相形貌、分布情況以及尺寸均有所改變。組織中的α相尺寸相比原始組織中的α相有一定程度的增加，α相形貌包括大量條狀、少量等軸狀以及個別塊狀。

同時發(fā)現(xiàn)組織中β轉變組織不明顯，α相均勻分布在β基體上。隨著BA溫度的升高，組織中α相數(shù)量以及尺寸有減小現(xiàn)象，這是因為溫度升高會使組織中α相發(fā)生轉變，即發(fā)生α→β轉變，在升溫的過程中，組織中α相發(fā)生溶解的順序與原始組織中α相發(fā)生析出的順序相反，首先是尺寸較小較薄的α相發(fā)生溶解，隨后是尺寸較大較厚的α相發(fā)生溶解，最后導致α相含量以及尺寸減小［7］。

圖3為合金經(jīng)BASCA工藝處理后的微觀組織，相比于圖2，發(fā)現(xiàn)此時組織中β轉變組織明顯，組織變得更加均勻穩(wěn)定。β轉變組織變得明顯，說明合金經(jīng)BASCA工藝中的時效處理后(A階段)，組織中的亞穩(wěn)定β相發(fā)生分解，析出更多次生α相以及穩(wěn)定的低溫β相。結合圖2、圖3可知，BA溫度可影響組織中α相尺寸，也可影響組織中α相形貌。當BA溫度較低時，低溫導致原子擴散能力下降，在SC階段的冷卻過程中，組織中形成的亞穩(wěn)定β相含量較少，導致在A階段析出次生α相能力減弱。當BA溫度升高，SC階段形成的亞穩(wěn)定β相含量增加，導致A階段析出的次生α相含量增加，組織中次生α相的彌散度增大，組織更加穩(wěn)定。

2.2物相分析

圖4(a)為合金經(jīng)BASC工藝處理后的XＲD圖譜。合金在加熱過程中會發(fā)生α→β相轉變，在加熱結束后的冷卻過程中，組織會產(chǎn)生β→α相轉變。研究表明［8-9］，在冷卻過程中，β相會進行β→α'、β→α″以及β→α3種類型的轉變，α'相與α″相主要是以切變方式進行轉變，α相主要是以擴散方式進行轉變。

而過冷度的大小是決定發(fā)生何種轉變方式的主要因素，當組織中產(chǎn)生較大過冷度時，β相會以切變轉變的形式轉變?yōu)棣?#39;相或α″相，當組織中產(chǎn)生較小過冷度時，β相會通過擴散轉變形成α相。在BASC工藝中，合金首先隨爐冷卻至750℃，此過程為緩慢的爐冷，產(chǎn)生十分小的過冷度，隨后再進行空冷，因為該階段進行冷卻的溫度較低，且冷卻方式為空冷，其產(chǎn)生的過冷度較小，故組織中形成α相。也有文獻指出［9］，通常情況下，水冷產(chǎn)生的過冷度是組織中發(fā)生切變轉變的必備條件，故經(jīng)BASC工藝處理后，合金的衍射峰主要由α相與β相構成。

圖4(b)為合金經(jīng)BASCA工藝處理后的XＲD圖譜，因為合金在該工藝中會進行一次時效處理，該過程會使組織中的亞穩(wěn)定β相發(fā)生分解，最終形成穩(wěn)定的α相與β相。同時發(fā)現(xiàn)，當BA溫度發(fā)生變化時，XＲD圖譜中α相與β相的衍射峰強度有所改變，這是由于不同的BA溫度會使β轉變組織中元素含量發(fā)生改變。在BA溫度升高的過程中，β轉變組織中的β類穩(wěn)定元素Mo、V的含量會有所降低，二者會影響晶格常數(shù)或占據(jù)特定的晶位，其含量的變化會影響到晶格或晶位的狀態(tài)，從而影響衍射峰強度。

此外，BA溫度升高還會使得α類穩(wěn)定元素Al的含量增加，其會導致α相的晶體結構發(fā)生變化，比如晶格常數(shù)、晶胞體積等，這些變化也會直接影響到α相的衍射峰強度。即改變BA溫度會使得β轉變組織中的元素發(fā)生再分配現(xiàn)象，進而導致衍射峰的強度發(fā)生變化［10-11］。

2.3拉伸性能

圖5為合金經(jīng)BASC與BASCA工藝處理后Ti55511鈦合金的室溫拉伸性能，由圖5可知，合金經(jīng)BASC工藝處理后，強度隨著BA溫度的升高而升高，而塑性呈現(xiàn)相反趨勢。合金經(jīng)BASCA工藝處理后，其拉伸性能變化趨勢與BASC工藝處理后一致。經(jīng)比較，合金經(jīng)BASCA工藝處理后，強度更高，但塑性略差。經(jīng)BASCA工藝處理后，當BA溫度為855℃時，合金強度最大，其最大抗拉強度(Ｒm)為1131MPa，最大屈服強度(Ｒp0．2)為1034MPa。經(jīng)BASC工藝處理后，當BA溫度為815℃時合金塑性最佳，其斷后伸長率(A)為23%，斷面收縮率(Z)為45%。

當合金經(jīng)BASC工藝處理后，BA溫度較低時，組織中初生α相含量較多，這會減小組織滑移帶之間距離，大量初生α相會使組織內部位錯線更加細密和均勻，減小在晶界處產(chǎn)生的位錯塞積，延遲拉伸過程中孔洞的形核與生長，拉伸試樣在斷裂前會有較大的形變，提升合金塑性［12］。同時，合金的組織中存在較多等軸狀以及條狀的初生α相，二者與β基體之間不存在固定位向關系，在塑性變形時，位錯形成后會遇到較容易開動的滑移面，對塑性變形產(chǎn)生協(xié)調作用，使得合金塑性較高［13］。隨著BA溫度升高，組織中初生α相含量降低，且析出次生α相含量增加，由于組織中初生α

相對合金的塑性有較大的影響，其含量越多塑性越好，故初生α相含量降低導致合金塑性降低。同時組織中析出較多次生α相，加大其互相交織的緊密程度，增強彌散強化效果，增加位錯運動的障礙，故合金強度增加［14-15］。

當合金經(jīng)BASCA工藝處理后，時效過程會使亞穩(wěn)定β相分解，形成大量彌散均勻的次生α相，增加組織中α相與β相的相界面，增加位錯運動過程中的阻礙，且隨著BA溫度的不斷升高，組織中亞穩(wěn)定β相的數(shù)量增加，從而使得在時效過程中析出更多次生α相，導致合金強度更高［16］。

2.4拉伸斷口微觀形貌

圖6為合金經(jīng)BASC工藝處理后拉伸試樣斷口微觀形貌，發(fā)現(xiàn)其斷口形貌主要以韌窩為主，韌窩尺寸較大且深。韌窩是判斷塑性大小的主要因素之一，韌窩一般存在于塑性好的材料內，且具有吸收較高能量的作用，韌窩尺寸與深淺一定程度上會體現(xiàn)該合金受到應力的狀態(tài)以及延展性［17-18］。故當斷口形貌中韌窩尺寸越大且深度越深時，合金的塑性越好。同時發(fā)現(xiàn)，隨著BA溫度的升高，斷口中除韌窩外，其撕裂棱形貌越加明顯，意味著合金強度不斷升高。

圖7為合金經(jīng)BASCA工藝處理后的拉伸斷口微觀形貌，發(fā)現(xiàn)斷口中除韌窩外還存在較多的二次裂紋，二次裂紋通常是拉伸試樣在纖維區(qū)發(fā)生斷裂時形成的［19］。此外，合金經(jīng)時效處理后，其組織中存在大量針狀次生α相，當裂紋在擴展過程中遇到次生α相時，會產(chǎn)生裂紋分枝現(xiàn)象，導致組織中有二次裂紋形成，二次裂紋的形成需要更多的能量，二次裂紋還對裂紋擴展起到一定抑制作用［20］，使得合金的強度較高，故經(jīng)BASCA工藝處理后合金的強度較高，與圖5結果相一致。組織中的大量次生α相還會使經(jīng)BASCA工藝處理后的合金斷口形貌有明顯的高低起伏，這是由于在發(fā)生斷裂的過程中，次生α相會增加裂紋擴展路徑的曲折性，因此斷口微觀形貌呈現(xiàn)出高低起伏的崎嶇形貌。

3、結論

1)Ti-55511鈦合金棒經(jīng)BASC(β退火+緩慢冷卻)工藝處理后，組織中的α相尺寸相比合金原始組織中的α相有一定程度的增加，組織中α相形貌包括大量條狀、少量等軸狀以及個別塊狀。經(jīng)BASCA(β退火+緩慢冷卻+時效)工藝處理后，合金中β轉變組織明顯，組織變得更加均勻穩(wěn)定。BA(β退火)溫度可影響組織中α相尺寸及形貌。

2)在BASC與BASCA工藝中，合金強度均隨BA溫度的升高而升高，而塑性則呈相反趨勢。經(jīng)BASCA工藝處理后，當BA溫度為855℃時，合金強度最大，其最大抗拉強度(Ｒm)為1131MPa，最大屈服強度(Ｒp0．2)為1034MPa。經(jīng)BASC工藝處理后，當BA溫度為815℃時合金塑性最佳，其斷后伸長率(A)為23%，斷面收縮率(Z)為45%。

3)合金經(jīng)BASC工藝處理后的斷口形貌主要以韌窩為主，韌窩形貌較大且深，隨BA溫度升高，斷口中撕裂棱形貌越加明顯。經(jīng)BASCA工藝處理后，合金斷口微觀形貌中除韌窩外還存在二次裂紋，且斷口呈現(xiàn)出高低起伏的崎嶇形貌。

參考文獻:

［1］肖 寒，于佳新，張宏宇，等． 退火溫度對新型高強耐蝕鈦合金組 織與性 能 的 影 響［J］． 稀 有 金 屬 材 料 與 工 程，2022，51 ( 3 ) :

947-952． Xiao Han，Yu Jiaxin，Zhang Hongyu，et al． Effects of annealing temperature on microstructure and properties of new high strength corrosion resistant titanium alloy ［J］． Ｒare Metal Materials and Engineering，2022，51( 3) : 947-952．

［2］李志尚，陳立全，楊 平，等． TC18 鈦合金棒材鍛造時拔長過程 織構模擬［J］． 塑性工程學報，2021，28( 9) : 94-102． 

Li Zhishang，Chen Liquan，Yang Ping，et al． Simulation of texture in drawing of TC18 titanium alloy bars during forging［J］． Journal of Plasticity Engineering，2021，28( 9) : 94-102．

［3］ Cui Yimin，Zheng Weiwei，Hua Chao，et al． Effectiveness of hot deformation and subsequent annealing for β grain refinement of Ti-5Al5Mo-5V-1Cr-1Fe titanium alloy［J］． Ｒare Metals，2021，40 ( 12 ) :3608-3615．

［4］牟芃威，呂書鋒，杜趙新． 固溶和時效溫度對鑄態(tài) TC18 合金組織 性能的影響［J］． 鋼鐵釩鈦，2023，44( 2) : 61-66． 

Mou Pengwei，Lü Shufeng，Du Zhaoxin． Effects of solution and aging temperature on microstructure and properties of as-cast TC18 alloy［J］． Iron Steel Vanadium Titanium，2023，44( 2) : 61-66．

［5］辛宏靖，廖敏茜，王瀟漢，等． 初生 α 相含量對 TC18 時效組織及 力學性能的影響［J］． 精密成形工程，2021，13( 3) : 143-147． 

Xin Hongjing，Liao Minxi，Wang Xiaohan，et al． Effect of volume fraction of primary α phase on mechanical property in TC18 alloy［J］． Journal of Netshape Forming Engineering，2021，13( 3) : 143-147．

［6］張 穎，胡生雙，鄭 超，等． 雙重退火對激光增材制造 TC18 鈦 合金組織和性能的影響［J］． 特種鑄造及有色合金，2021，41( 8) :

1006-1009． Zhang Ying，Hu Shengshuang，Zheng Chao，et al． Effects of double annealing on microstructure and properties of TC18 titanium alloy by laser additive manufacturing ［J］． Special Casting and Nonferrous Alloys，2021，41( 8) : 1006-1009．

［7］張 翥，王群驕，莫 畏． 鈦的金屬學和熱處理［M］． 北京: 冶金 工業(yè)出版社，2009: 46-220．

［8］辛社偉，趙永慶． 鈦合金固態(tài)相變的歸納與討論( Ⅵ) —阿爾法 ［J］． 鈦工業(yè)進展，2013，30( 4) : 1-8． 

Xin Shewei，Zhao Yongqing． Inductions and discussions of solid state phase transformation of titanium alloy ( Ⅵ ) -Alpha［J］． Titanium Industry Progress，2013，30( 4) : 1-8．

［9］辛社偉． 鈦合金固態(tài)相變的歸納與討論( Ⅴ) —相與相變談［J］． 鈦 工業(yè)進展，2013，30( 3) : 12-15． 

Xin Shewei． Inductions and discussions of solid state phase transformation of titanium alloy ( Ⅴ) -Talking about phase and phasetransformation［J］． Titanium Industry Progress，2013，30( 3) : 12-15．

［10］王 琛，徐 棟，陳 力． 熱處理對 TC18 鈦合金組織和力學性能 的影響［J］． 金屬熱處理，2018，43( 9) : 186-190． 

Wang Chen， Xu Dong， Chen Li． Effect of heat treatment on microstructure and mechanical properties of TC18 titanium alloy［J］． Heat Treatment of Metals，2018，43( 9) : 186-190．

［11］Xu Jianwei， Zeng Weidong， Zhou Dadi， et al． Evolution of coordination between α and β phases for two-phase titanium alloy during hot working［J］． Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2021，31( 11) : 3428-3438．

［12］李少強，陳 威，查 友，等． TC18 合金大型鍛棒沖擊韌性的橫縱 向差異研究［J］． 稀有金屬材料與工程，2021，50( 3) : 911-917． 

Li Shaoqiang， Chen Wei， Zha You， et al． Difference between transverse and longitudinal impact toughness of TC18 alloy large-scale forging rods［J］． Ｒare Metal Materials and Engineering，2021，50( 3) : 911-917．

［13］Chi G，Yi D，Jiang B，et al． Crack propagation during Charpy impact toughness testing of Ti-AlV-Mo-Zr alloy tubes containing equiaxed and lamellar microstructures［J］． Journal of Alloys and Compounds，2020，852: 156581．

［14］Wang X，Zhu Z，Lu T，et al． The Influence of forging processing on fatigue crack propagation rate of damage-tolerant titanium alloy［J］． Ｒare Metals Letters，2008，27( 7) : 12-20．

［15］Guo P，Zhao Y，Hong Q，et al． Fatigue crack propagation and crack tip plasticity zone of TC4-DT titanium alloy［J］． Ｒare Metal Materials and Engineering，2014，43( 6) : 1479-1482．

［16］Nitin Kotkunde，Hansoge Nitin Krishnamurthy，Pavan Puranik，et al． Microstructure study and constitutive modeling of Ti-6Al-4V alloy at elevated temperatures［J］． Materials ＆ Design，2014，54: 96-103．

［17］劉瑩瑩，張君彥，王夢婷，等． TC18 鈦合金棒材和鍛件的沖擊性 能及斷口分析［J］． 稀有金屬，2019，43( 8) : 891-896． 

Liu Yingying， Zhang Junyan， Wang Mengting， et al． Impact properties and fracture analysis of TC18 titanium alloy bars and forgings［J］． Chinese Journal of Ｒare Metals，2019，43 ( 8 ) :891-896．

［18］Liu Z，Li P，Xiong L，et al． High-temperature tensile deformation behavior and microstructure evolution of Ti55 titanium alloy［J］． Materials Science and Engineering A，2016，680: 259-269．

［19］Chen Junhong， Xu Weifang， Zhang Fangju， et al． Strain rate dependent tension behavior of TC11 titanium alloys［J］． Ｒare Metal Materials and Engineering，2021，50( 6) : 1883-1889．

［20］Wang He，Ma Shuyuan，Wang Jiachen，et al． Microstructure and mechanical properties of TA15 /TC11 graded structural material by wire arc additive manufacturing process［J］． Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2021，31( 8) : 2323-2335．