钛合金因其比强度高、、、耐侵蚀性强等利益，近年来已被宽泛利用于航空、、、航天领域，迅速发展成为拥有壮大性命力的新型结构资料，拥有极度重要的利用价值和辽阔的利用远景。在航空航天领域中，钛合金是飞机和发起机的重要结构资料之一。钛合金在飞机上使用能够减轻质量，提高结构效能，降低飞机成本，因而，钛合金在飞机的某些部位逐步代替了钢、、、铝合金和镍基超合金，成为航空工业结构件的梦想资料［1］。

目前，传统的高强高韧钛合金重要有美国研制的近β型钛合金Ti-1023和俄罗斯研制的BT22等［2］。 随着航空航天业的迅猛发展，新型的高强高韧钛合金也在迅速得到开发和利用，新型高强高韧钛合金有美国研制的Ti555和俄罗斯与法国空客结合开发的Ti55531钛合金［3-5］。Ti55531钛合金是一种新型β型钛合金，据报道，这种新型钛合金既拥有优良的断裂韧性和高强度匹配个性，比力合用于机翼和发起机挂架之间衔接装置的制作，现已利用在空客A380飞机上［6-9］。由于Ti-55531钛合金合金化水平高，合金组织对固溶处置工艺较为敏感。已有的钻研了局批注，Ti-55531钛合金β退火固溶处置天生了粗壮的β 晶粒，在β晶界和晶粒内别离析出α相;而固溶时效处置后，初生α相较为藐小，呈弥散散布的等轴α;退火和固溶处置对合金的伸长率、、、抗拉强度和屈服强度等力学机能影响显著

［10］。然而已有的钻研仅限于该合金组织的定性分析［11］，而固溶处置工艺对合金组织与力学机能的影响以及组织和力学机能的定量关系还不足深刻的钻研。因而，本文以Ti55531钛合金为钻研对象，在分歧温度对合金进行固溶处置，钻研固溶温度对合金显微组织的影响，进而成立该合金显微组织与力学机能的定量关系。

1、、、尝试资料及步骤

尝试样品为φ125mm×550mm钛合金锻件，其化学成分如表1所示。由金相法测得相转变点温度为(845±5)℃，制订试样的固溶处置工艺如表2所示，将尝试合金别离在780℃(S1)和840℃(S2)固溶1h后空冷，再经过580℃时效处置8h。

将固溶处置前后的样品制成金相试样，用水磨砂纸预磨后进行机械抛光，再用10mlH₂O+3mlHNO₃+1mlHF侵蚀剂进行侵蚀。将固溶处置前后样品截取一样尺寸，选取XＲD对固溶处置前后样品进行物相分析，得到样品成分、、、结构、、、取向度等数据。选取金相显微镜观察侵蚀后金相试样的微观组织，并进行组织分析。选取扫描电子显微镜对固溶处置前后试样的组织描摹进行深刻观察，通过能谱仪对合金进行微区成分分析。选取透射电子显微镜对固溶处置样品的微观描摹以及晶体结构进行观察和分析。选取维氏显微硬度仪丈量固溶处置前后样品的硬度，设置载荷为0.49N，保载10s，进一步选取纳米压痕仪丈量固溶处置前后各个相的硬度，分析相之间变动趋向。选取Image-ProPlus软件推算微观组织中各相的晶粒巨细和相散布比例。

2、、、尝试了局及分析

2.1显微组织

图1为Ti55531锻态合金和分歧温度固溶处置的XＲD图谱。从图1中能够看出，固溶处置前后的合金均由密排六方α相和体心立方β相组成。由于用于衍射分析试样的外形尺寸和衍射试样参数都一样，故能够用衍射峰相对强度定性的暗示各相的体积分数，因而，由图1能够看出，锻态合金固溶时效处置后，有次生α相析出，并且随着固溶温度升高趋近相转变点温度，初生α相溶化越充分，其含量将会削减，β相固溶体过饱和度将越高，时效过程中将会有更多β相向次生α相转变：辖鹪诰840℃固溶时效以来，其次生α相重要在(002)、、、(101)、、、(102)、、、(110)等晶面析出，而β相在(110)和(200)晶面处衍射峰显著加强，批注β相晶粒在转变过程中形成了(110)和(200)晶面择优取向。

图2为锻态Ti55531钛合金和经过分歧温度固溶处置后时效的显微组织。从图2(a，b)能够看出，锻态样品显微组织为两相组织，由球状初生α相和基体β相组成，其中初生α相晶粒尺寸约为1.19μm。从图2(c，d)能够看出，Ti55531钛合金在780℃固溶处置后，显微组织蕴含基体β相、、、等轴状初生α相和弥散散布在β基底的针状次生α相，选取金相定量分析得到，初生球状初生等轴状的α相晶粒尺寸为0.59～3.4μm，均匀晶粒粒径为1.6μm，相对锻态合金，其α相晶粒尺寸略有长大。固溶温度升高至840℃(如图2e，f所示)，显微组织中等轴状α相含量极少，晶粒尺寸散布为0.92～2.6μm，均匀晶粒粒径为1.6μm，并且晶粒巨细趋向均匀化。注明随着固溶温度增高，初生球状 α相急剧削减，次生α相增多。

进一步选取Image-ProPlus软件对固溶处置前后合金显微组织的各相比例进行定量分析，其了局如表3所示。从表3能够看出，随着固溶温度增长，初生α相显著削减，次生α相显著增多，β相含量也有所削减。凭据金相法测得的该合金的β/α转变温度为(845±5)℃，当固溶温度为780℃时，其固溶温度处在β+α两相区，此时初生α相会产生部门溶化而转造成β相，而固溶温度为840℃时，固溶温度靠近β单相区，初生α相险些齐全溶化成β相，而在随后的空冷过程中，由于冷速较快，β相难于转造成α相，而在室温下形成过饱和的β相。当在580℃进行时效时，这些过饱和的β相会产生分化，而形成针状的次生的α相。经过840℃固溶处置的合金试样，由于过饱和度较大且亚稳的β相含量较多，因而，与780℃固溶的合金试样相比，其次生α相体积分数较高。

图3是840℃固溶+580℃时效后合金试样的TEM照片。从图3(a)中能够看出，该样品组织中存在等轴状的α相和散布在基体β相上的针状次生α相。从图3(b)中能够看出，次生针状相长度为80～450nm，宽度约为28nm。图3(c，d)别离为图3(b)中A区域的高分辨透射电镜照片及两相界面处的高分辨透射电镜照片，从图中能够看出，析出次生α相与基体β相界面为共格界面，经分析这两相之间存在晶体学位向关系，即:(1101)α//(110)β，这将有助于合金强度的提高。

2.2力学机能

图4为固溶处置前后合金的显微硬度？Ｄ芄豢闯，经780℃与840℃固溶处置后+580℃时效后合金显微硬度别离为440.13HV和447.59HV，相比原始组织405.8HV别离提高了8.5%和10.3%。为了进一步分析合金显微组织各相的硬度，选取纳米压痕仪对固溶处置前后样品中各相的显微硬度进行了测试，其测试了局如表4所示。

从表4中能够看出，锻态组织中β相硬度值很高，约莫为3.14GPa，显著高于固溶时效处置后的β相基体硬度。重要原因在于其锻态组织中，β相中塑性变形导致加工硬化，而经过固溶时效处置后，β相中的加工硬化得以解除或部门解除，从而降低了β相的显微硬度。而新天生次生α相硬度值显著高于初生的等轴α相和基体β相，且随温度升高，次生α相含量增多，同时由于球状α相削减，β相中合金含量有所增多，导致β相硬度有所提高。

由上显微组织和力学机能分析了局可知，Ti55531合金的显微组织由α相和β相组成，这种复相合金的变形除取决于基体的机能外，还取决于各相的性质、、、数量和散布，并且合金中的两相均有肯定的塑性。在等应变近似前提下，合金的均匀强度σ满足混合定律，即:

其中:f1，f2，f3为各相的体积分数，σ1，σ2，σ3为各相的强度。

对于本文中所钻研的Ti55531合金，在锻态前提下，其合金组织由β组相和等轴的初生α相组成，其合金的均匀强度为1.96GPa:而对于固溶时效合金，其显微组织由等轴初生α相、、、针状次生α相和β相组成，凭据混合定律，可求得两固溶加时效合金的均匀强度别离为1.99GPa和2.05GPa。

由此可见，在840℃固溶处置并且540℃时效1h后，由于次生α相含量增长，使得合金的强度得到显著提高。

3、、、结论

1)Ti55531锻态合金组织由初生球状α相、、、β相组成，经过固溶时效处置后，Ti55531合金由初生球状α相、、、β相、、、以及新天生的次生α相组成。经过840℃固溶处置，由于靠近相转变点，球状α相大部门溶化，增长β相固溶体中合金元素含量，进而时效亚稳过饱和固溶体能析出更屡次生针状α相;

2)固溶处置后析出的次生针状α相为密排六方结构，与基体存在共格关系，将提高合金的强度。透射电镜描摹及高分辨图注明，次生针状相为密排六方结构，且与基体成共格关系，可得到两相存在近似如下晶面关系:(1101)α//(110)β;

3)经过840℃固溶处置后，合金大量析出针状次生α相，有效的提高了合金的强度。

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