Ti-55531近β钛合金轧板拉伸性能各向异性研究

李 超，吕亚平，李少君，张晓泳，周科朝

(1. 湖南金天钛业科技有限公司，湖南 常德 415001)(2.中南大学 粉末冶金国家重点实验室，湖南 长沙 410083)

0 引 言

目前，已有很多关于钛合金力学性能各向异性的研究，例如，Liu等人[17]研究了不同轧制路径对工业纯钛板拉伸性能各向异性及成形性的影响。纪大伟等人[18]通过分析微观组织及织构研究了Ti75合金板材拉伸性能和冲击韧性的各向异性。Roth等人[14]研究了α型钛合金在拉伸条件下力学性能各向异性的机制。Song等人[19]研究了热轧工艺条件对Ti-6Al-4V合金力学性能各向异性的影响。然而，由于Ti-55531近β钛合金中β稳定元素的含量更高，导致其c/a值不同于上述钛合金，因此，其滑移系的启动及孪晶系的激活将明显有别于上述钛合金。

为此，以Ti-55531近β钛合金为研究对象，首先通过热轧获得具有强烈织构的板材，然后通过微观组织表征研究α相形貌及织构对Ti-55531合金拉伸性能的影响规律，并深入分析其内在机制，为织构控制及后续材料力学性能的改善提供一定的实验及理论依据。

1 实 验

实验原材料为湖南金天钛业科技有限公司提供的φ150 mm Ti-55531合金锻棒，其化学成分(质量分数)为：Al 5.20%, Mo 4.92%, V 4.96%, Cr 2.99%, Zr 1.08%, Fe 0.40%，其余为Ti。合金的β相转变温度为(825±5)℃。从锻棒上线切割80 mm×35 mm×15 mm的板坯，在880 ℃固溶15 min，空冷到室温，然后在650 ℃时效2 h后水淬。固溶处理后板坯的微观组织中，针片状α相呈三角形均匀分布在β基体中，如图1所示。

热轧实验在LO-500型轧机(轧辊直径为180 mm，工作宽度为500 mm)上进行，轧制温度为750 ℃，轧制变形量为80%(15 mm→3 mm)，道次压下量为2 mm。为了保证轧制温度，每一道次轧制后都将样品放入炉内加热5 min。试样轧制完成后立即进行水淬，以保留轧制变形组织。采用D8 Discover X射线衍射仪测量轧制后轧板的宏观织构，然后分别沿轧向(RD)及横向(TD)方向切取拉伸试样(如图2所示)及扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)试样。采用Instron 3369 力学试验机进行室温拉伸试验。SEM观察在Quanta FEG 250型扫描电镜上进行，样品腐蚀液配方为1.5 mL HF + 3 mL HNO3+ 100 mL H2O。TEM观察在JEM-2100F型场发射透射电镜上进行，加速电压为200 kV，样品腐蚀液配方为50 mL高氯酸+350 mL正丁醇+600 mL甲醇。

图1 Ti-55531合金板坯的针片状α相组织Fig.1 Microstructure of Ti-55531 alloy slab with acicular α phase

图2 Ti-55531合金拉伸样品取样示意图Fig.2 Schematic diagram of tensile specimens extracted from Ti-55531 alloy

2 实验结果

2.1 室温拉伸性能

表1为Ti-55531合金轧板在80%变形量下沿不同方向拉伸时的室温拉伸性能。从表1可以看出，不论是沿RD方向拉伸还是沿TD方向拉伸，都没有出现明显的屈服现象。但相比于沿TD方向拉伸(延伸率为14.13%，极限抗拉强度为1 199 MPa)，沿RD方向拉伸的样品明显具有更好的塑性(延伸率为19.25%)及更低的极限抗拉强度(1 129 MPa)。

表1 Ti-55531合金轧板沿不同方向拉伸时的拉伸性能

Table 1 Tensile properties of Ti-55531 alloy rolled plate at different tensile directions

2.2 轧板微观组织

为了分析Ti-55531合金轧板力学性能各向异性的成因机制，分别在轧板垂直于RD和TD的平面内(即TD-ND面、RD-ND面)取SEM样品，其对应的微观组织分别如图3和图4所示。对比分析图3和图4的微观组织可以发现，虽然Ti-55531合金轧板TD-ND面和RD-ND面的微观组织都是由长条状α相、短棒状或等轴状α相及β基体组成，但RD-ND面内的α相分布明显更有规律，主要为平行分布的长条状α相，其长边平行于RD方向。

图3 Ti-55531合金轧制后TD-ND面的微观组织Fig.3 Microstructure of TD-ND surface of Ti-55531 alloy after rolling

图4 Ti-55531合金轧制后RD-ND面的微观组织Fig.4 Microstructure of RD-ND surface of Ti-55531 alloy after rolling

此外，还可以发现部分α相发生了破碎球化，α/β界面出现圆弧沟槽，导致α/β界面呈现波浪形形貌。但α相的破碎球化不明显，这可能是由于变形量太小，导致α相与β基体的半共格关系破坏不充分，无法为α相的球化提供足够的驱动力。

2.3 轧板宏观织构

图5 Ti-55531合金轧制后的宏观织构Fig.5 Macrotextures of Ti-55531 alloy after rolling: (a) (0001) pole figure of α phase; (b) (110) pole figure of β phase

图6 Ti-55531合金轧制后的ODF图Fig.6 ODF diagrams of Ti-55531 alloy after rolling: (a, b)α phase; (c)β phase

2.4 轧板断口形貌图

图7和图8分别为Ti-55531合金板材轧制后沿TD和RD方向拉伸时的断口形貌图。从图7和图8可以看出，不论是沿TD方向拉伸还是沿RD方向拉伸，其拉伸断裂失效都是一种混合模式，包括微孔聚集(韧窝)和解理断裂2种机制。对比图7和图8可以发现，轧板沿不同方向拉伸时，拉伸样品的韧窝特征无明显差异，均为分布均匀的小而浅的韧窝，尺寸在1～4 μm之间。但从沿TD方向拉伸样品的断口形貌中可以观察到更加明显的解理面，从而沿RD方向拉伸的样品比沿TD方向拉伸样品具有更高的塑性。

图7 Ti-55531合金轧制后沿RD方向拉伸的断口形貌Fig.7 Fracture morphologies along RD tensile direction of Ti-55531 alloy after rolling: (a)low magnification； (b)high magnification

图8 Ti-55531合金轧制后沿TD方向拉伸的断口形貌Fig.8 Fracture morphologies along TD tensile direction of Ti-55531 alloy after rolling: (a)low magnification; (b)high magnification

3 讨 论

由于bcc结构的β基体比hcp结构的α相具有更高的对称性，因此α相的滑移系相对较少，α相形貌及晶粒取向的各向异性会对Ti-55531合金的拉伸性能产生更加明显的影响。

3.1 α相形貌的影响

Ti-55531合金轧制后，长条状α相主要平行于RD方向分布(图3和图4)，导致沿RD方向拉伸时，α相长边平行于外力方向，而沿TD方向拉伸时，α相长边垂直于外力方向。

塑性主要由裂纹形核阻力和裂纹扩展阻力2个因素决定[20-21]，其中裂纹形核阻力为主要因素。裂纹形核阻力与有效滑移长度密切相关，降低有效滑移长度将提高裂纹形核阻力，从而使材料在失效前能够承受更大的载荷。由于沿RD和TD方向拉伸时的有效滑移长度相同[20]，因此沿RD方向拉伸具有更好塑性的原因是由于裂纹扩展的作用。裂纹的扩展方向垂直于受力方向，由于α相平行于RD方向分布，导致沿RD方向拉伸的裂纹扩展难度(穿晶)高于沿TD方向拉伸时的裂纹扩展(沿晶)难度，即裂纹扩展阻力更大，因此具有更好的塑性。

3.2 α相织构的影响

由2.3节的实验结果可知，针片状α组织的Ti-55531合金轧制后，存在c轴与ND成32°左右夹角的宏观织构。当沿TD方向拉伸时，c轴与TD方向成58°左右的夹角，而与RD方向垂直。因此，沿RD方向拉伸时，基面型滑移系的Schmid因子接近为0，基本不能启动，此时以棱柱型滑移系和棱椎型滑移系为主。而沿TD方向拉伸时，基面型滑移系比较容易启动，此时3种型滑移系都有可能启动。

表2 Ti-55531合金轧制后的典型织构及其最大的Schmid因子

Table 2 Typical texture of Ti-55531 alloy after rolling and its maximum Schmid factor

从表2可以看出，当样品沿RD方向拉伸时，尽管柱面型滑移系与锥面型滑移系具有相近的Schmid因子，但由于基面型滑移系和锥面型滑移系具有更高的临界切分应力CRSS(钛合金中，基面型滑移系与棱柱型滑移系、锥面型滑移系、锥面型滑移系的CRSS的比值约为1∶0.9∶1.2∶2.8[22])。因此，相对而言，样品沿RD方向拉伸时，柱面型滑移系更加容易启动，即柱面滑移系占主导，材料具有更低的强度。而样品沿TD方向拉伸时，基面滑移系具有比锥面滑移系和柱面滑移系大得多的Schmid因子，因此样品以基面滑移系占主导，导致材料强度明显提升。

图9 Ti-55531合金轧制后α相内的孪晶Fig.9 Twins in the α phase of Ti-55531 alloy after rolling: (a)bright-field morphology; (b)selected area electron diffraction

孪晶的产生一方面会细化晶粒，阻碍位错运动，从而产生霍尔佩奇强化效应[23]，另一方面，孪晶界使可动位错变为不可动位错，从而使孪晶区域比非孪晶区域强度更高，产生Basinski强化效果[24]。沿TD方向拉伸时，孪晶容易形核，从而会导致Ti-55531合金轧制后的样品沿TD方向拉伸后产生大量孪晶，而沿RD方向拉伸时则不会出现大量孪晶，这种孪晶形核的差异性，导致沿TD方向拉伸时出现明显的孪晶强化。不同滑移系和孪晶系启动差异性的共同作用导致Ti-55531合金的强度存在明显的各向异性。

综上可知，织构的存在不仅会影响滑移系的启动，同时也会导致孪晶的形核存在明显的差异，这种差异性导致当Ti-55531合金中存在织构时，拉伸性能将表现出明显的各向异性。

4 结 论

(1)Ti-55531合金经80%压下量轧制后，α相的分布比较有规律，主要垂直受力方向分布。并且RD-ND面内的α相分布相比于TD-ND面分布更加规律，主要呈平行分布，其长边平行于RD。

(3)Ti-55531合金轧制后沿不同方向拉伸时力学性能存在明显的各向异性。RD方向具有更好的塑性及更低的极限抗拉强度，TD方向则具有更高的极限抗拉强度及更低的塑性。

(4)Ti-55531合金塑性的各向异性主要是由α相的形貌造成的，而强度的各向异性主要由沿不同方向拉伸时滑移系和孪晶系的启动差异性引起。