鈦合金因其比強度高、耐腐蝕性強等優(yōu)點，近年來已被廣泛應(yīng)用于航空、航天領(lǐng)域，迅速發(fā)展成為具有強大生命力的新型結(jié)構(gòu)材料，具有非常重要的應(yīng)用價值和廣闊的應(yīng)用前景。在航空航天領(lǐng)域中，鈦合金是飛機和發(fā)動機的主要結(jié)構(gòu)材料之一。鈦合金在飛機上使用可以減輕質(zhì)量，提高結(jié)構(gòu)效率，降低飛機成本，因此，鈦合金在飛機的某些部位逐漸替代了鋼、鋁合金和鎳基超合金，成為航空工業(yè)結(jié)構(gòu)件的理想材料［1］。

目前，傳統(tǒng)的高強高韌鈦合金主要有美國研制的近β型鈦合金Ti-1023和俄羅斯研制的BT22等［2］。 隨著航空航天業(yè)的迅猛發(fā)展，新型的高強高韌鈦合金也在迅速得到開發(fā)和應(yīng)用，新型高強高韌鈦合金有美國研制的Ti555和俄羅斯與法國空客聯(lián)合開發(fā)的Ti55531鈦合金［3-5］。Ti55531鈦合金是一種新型β型鈦合金，據(jù)報道，這種新型鈦合金既具有良好的斷裂韌性和高強度匹配特性，比較適用于機翼和發(fā)動機掛架之間連接裝置的制造，現(xiàn)已應(yīng)用在空客A380飛機上［6-9］。由于Ti-55531鈦合金合金化程度高，合金組織對固溶處理工藝較為敏感。已有的研究結(jié)果表明，Ti-55531鈦合金β退火固溶處理生成了粗大的β 晶粒，在β晶界和晶粒內(nèi)分別析出α相;而固溶時效處理后，初生α相較為細小，呈彌散分布的等軸α;退火和固溶處理對合金的伸長率、抗拉強度和屈服強度等力學(xué)性能影響明顯

［10］。然而已有的研究僅限于該合金組織的定性分析［11］，而固溶處理工藝對合金組織與力學(xué)性能的影響以及組織和力學(xué)性能的定量關(guān)系還缺乏深入的研究。因此，本文以Ti55531鈦合金為研究對象，在不同溫度對合金進行固溶處理，研究固溶溫度對合金顯微組織的影響，進而建立該合金顯微組織與力學(xué)性能的定量關(guān)系。

1、實驗材料及方法

實驗樣品為φ125mm×550mm鈦合金鍛件，其化學(xué)成分如表1所示。由金相法測得相轉(zhuǎn)變點溫度為(845±5)℃，制定試樣的固溶處理工藝如表2所示，將實驗合金分別在780℃(S1)和840℃(S2)固溶1h后空冷，再經(jīng)過580℃時效處理8h。

將固溶處理前后的樣品制成金相試樣，用水磨砂紙預(yù)磨后進行機械拋光，再用10mlH₂O+3mlHNO₃+1mlHF腐蝕劑進行腐蝕。將固溶處理前后樣品截取相同尺寸，采用XＲD對固溶處理前后樣品進行物相分析，得到樣品成分、結(jié)構(gòu)、取向度等數(shù)據(jù)。采用金相顯微鏡觀察腐蝕后金相試樣的微觀組織，并進行組織分析。采用掃描電子顯微鏡對固溶處理前后試樣的組織形貌進行深入觀察，通過能譜儀對合金進行微區(qū)成分分析。采用透射電子顯微鏡對固溶處理樣品的微觀形貌以及晶體結(jié)構(gòu)進行觀察和分析。采用維氏顯微硬度儀測量固溶處理前后樣品的硬度，設(shè)置載荷為0.49N，保載10s，進一步采用納米壓痕儀測量固溶處理前后各個相的硬度，分析相之間變化趨勢。采用Image-ProPlus軟件計算微觀組織中各相的晶粒大小和相分布比例。

2、實驗結(jié)果及分析

2.1顯微組織

圖1為Ti55531鍛態(tài)合金和不同溫度固溶處理的XＲD圖譜。從圖1中可以看出，固溶處理前后的合金均由密排六方α相和體心立方β相組成。由于用于衍射分析試樣的外形尺寸和衍射試樣參數(shù)都相同，故可以用衍射峰相對強度定性的表示各相的體積分數(shù)，因此，由圖1可以看出，鍛態(tài)合金固溶時效處理后，有次生α相析出，而且隨著固溶溫度升高趨近相轉(zhuǎn)變點溫度，初生α相溶解越充分，其含量將會減少，β相固溶體過飽和度將越高，時效過程中將會有更多β相向次生α相轉(zhuǎn)變。合金在經(jīng)過840℃固溶時效以后，其次生α相主要在(002)、(101)、(102)、(110)等晶面析出，而β相在(110)和(200)晶面處衍射峰明顯增強，表明β相晶粒在轉(zhuǎn)變過程中形成了(110)和(200)晶面擇優(yōu)取向。

圖2為鍛態(tài)Ti55531鈦合金和經(jīng)過不同溫度固溶處理后時效的顯微組織。從圖2(a，b)可以看出，鍛態(tài)樣品顯微組織為兩相組織，由球狀初生α相和基體β相組成，其中初生α相晶粒尺寸約為1.19μm。從圖2(c，d)可以看出，Ti55531鈦合金在780℃固溶處理后，顯微組織包括基體β相、等軸狀初生α相和彌散分布在β基底的針狀次生α相，采用金相定量分析得到，初生球狀初生等軸狀的α相晶粒尺寸為0.59～3.4μm，平均晶粒粒徑為1.6μm，相對鍛態(tài)合金，其α相晶粒尺寸略有長大。固溶溫度升高至840℃(如圖2e，f所示)，顯微組織中等軸狀α相含量極少，晶粒尺寸分布為0.92～2.6μm，平均晶粒粒徑為1.6μm，而且晶粒大小趨勢均勻化。說明隨著固溶溫度增高，初生球狀 α相急劇減少，次生α相增多。

進一步采用Image-ProPlus軟件對固溶處理前后合金顯微組織的各相比例進行定量分析，其結(jié)果如表3所示。從表3可以看出，隨著固溶溫度增加，初生α相明顯減少，次生α相明顯增多，β相含量也有所減少。根據(jù)金相法測得的該合金的β/α轉(zhuǎn)變溫度為(845±5)℃，當固溶溫度為780℃時，其固溶溫度處在β+α兩相區(qū)，此時初生α相會發(fā)生部分溶解而轉(zhuǎn)變成β相，而固溶溫度為840℃時，固溶溫度接近β單相區(qū)，初生α相幾乎完全溶解成β相，而在隨后的空冷過程中，由于冷速較快，β相難于轉(zhuǎn)變成α相，而在室溫下形成過飽和的β相。當在580℃進行時效時，這些過飽和的β相會發(fā)生分解，而形成針狀的次生的α相。經(jīng)過840℃固溶處理的合金試樣，由于過飽和度較大且亞穩(wěn)的β相含量較多，因此，與780℃固溶的合金試樣相比，其次生α相體積分數(shù)較高。

圖3是840℃固溶+580℃時效后合金試樣的TEM照片。從圖3(a)中可以看出，該樣品組織中存在等軸狀的α相和分布在基體β相上的針狀次生α相。從圖3(b)中可以看出，次生針狀相長度為80～450nm，寬度約為28nm。圖3(c，d)分別為圖3(b)中A區(qū)域的高分辨透射電鏡照片及兩相界面處的高分辨透射電鏡照片，從圖中可以看出，析出次生α相與基體β相界面為共格界面，經(jīng)分析這兩相之間存在晶體學(xué)位向關(guān)系，即:(1101)α//(110)β，這將有助于合金強度的提高。

2.2力學(xué)性能

圖4為固溶處理前后合金的顯微硬度。可以看出，經(jīng)780℃與840℃固溶處理后+580℃時效后合金顯微硬度分別為440.13HV和447.59HV，相比原始組織405.8HV分別提高了8.5%和10.3%。為了進一步分析合金顯微組織各相的硬度，采用納米壓痕儀對固溶處理前后樣品中各相的顯微硬度進行了測試，其測試結(jié)果如表4所示。

從表4中可以看出，鍛態(tài)組織中β相硬度值很高，大約為3.14GPa，顯著高于固溶時效處理后的β相基體硬度。主要原因在于其鍛態(tài)組織中，β相中塑性變形導(dǎo)致加工硬化，而經(jīng)過固溶時效處理后，β相中的加工硬化得以消除或部分消除，從而降低了β相的顯微硬度。而新生成次生α相硬度值明顯高于初生的等軸α相和基體β相，且隨溫度升高，次生α相含量增多，同時由于球狀α相減少，β相中合金含量有所增多，導(dǎo)致β相硬度有所提高。

由上顯微組織和力學(xué)性能分析結(jié)果可知，Ti55531合金的顯微組織由α相和β相組成，這種復(fù)相合金的變形除取決于基體的性能外，還取決于各相的性質(zhì)、數(shù)量和分布，而且合金中的兩相均有一定的塑性。在等應(yīng)變近似條件下，合金的平均強度σ滿足混合定律，即:

其中:f1，f2，f3為各相的體積分數(shù)，σ1，σ2，σ3為各相的強度。

對于本文中所研究的Ti55531合金，在鍛態(tài)條件下，其合金組織由β組相和等軸的初生α相組成，其合金的平均強度為1.96GPa:而對于固溶時效合金，其顯微組織由等軸初生α相、針狀次生α相和β相組成，根據(jù)混合定律，可求得兩固溶加時效合金的平均強度分別為1.99GPa和2.05GPa。

由此可見，在840℃固溶處理并且540℃時效1h后，由于次生α相含量增加，使得合金的強度得到明顯提高。

3、結(jié)論

1)Ti55531鍛態(tài)合金組織由初生球狀α相、β相組成，經(jīng)過固溶時效處理后，Ti55531合金由初生球狀α相、β相、以及新生成的次生α相組成。經(jīng)過840℃固溶處理，由于接近相轉(zhuǎn)變點，球狀α相大部分溶解，增加β相固溶體中合金元素含量，進而時效亞穩(wěn)過飽和固溶體能析出更多次生針狀α相;

2)固溶處理后析出的次生針狀α相為密排六方結(jié)構(gòu)，與基體存在共格關(guān)系，將提高合金的強度。透射電鏡形貌及高分辨圖說明，次生針狀相為密排六方結(jié)構(gòu)，且與基體成共格關(guān)系，可得到兩相存在近似如下晶面關(guān)系:(1101)α//(110)β;

3)經(jīng)過840℃固溶處理后，合金大量析出針狀次生α相，有效的提高了合金的強度。

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