近β型钛合金Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe（Ti-55511，，，亦称 TC18），，，因其优异的比强度、、、耐侵蚀性和耐热机能，，，被宽泛利用于航空结构件、、、机身承力框段、、、起落架部件及火箭与导弹壳体等承力关键构件，，，在航空航天领域阐扬着重要作用。！！！Ｗ暄信，，，Ti-55511 钛合金拥有良好的淬透性和可调控的相变行为，，，此外其两全强度、、、塑性和组织不变性的综合特点使其成为上述关键领域极具利用潜力的结构资料之一［1］ 。！！！Ｔ谌却χ霉讨，，，Ti-55511合金阐发出典型的 α/β 相转变行为，，，金相法测定其 α/β 相变温度约为 1148 K（≈875 ℃）［2］ 。！！！Ｔ α+β 两相区进行固溶处置（solution treating，，， ST），，，β 母相中会出现初生 α_p相（primary α_p）。！！！Ｔ诠倘芎蟮睦淙垂讨锌赡芪龀龃紊 α_s相（secondary α_s），，，而次生 α_s组织特点也受到后续时效处置的影响［3］。！！！３跎 α_p相的尺寸、、、状态和散布重要由固溶热处置温度与功夫节制；；次生 α_s 相的析出行为则受控于固溶后冷速、、、时效（aging）温度及功夫等参数［4］ 。！！！７制绯叽、、、描摹和散布的α相会显著影响合金的力学机能，，，如藐小的次生 α_s相可能显著提升合金强度，，，而尺寸较大的初生 α_p相则有利于变形协调，，，从而改善塑性与韧性断裂［5-6］ 。！！！

在两相区固溶处置中，，，温度与功夫直接决定初生 α_p相的溶化水平与β基体的溶质元素过饱和水平。！！！＝系偷墓倘芪露然蚪隙痰谋Ｎ鹿Ψ蚧岬贾鲁跎 α_p相溶化不充分，，，使粗壮的初生 α_p相保留β基体中，，，影响β基体的合金元素散布的均匀性，，，并降低随后的次生 α_s相析出强化成效［7-8］；；随着固溶温度提高或保温功夫耽搁，，，初生 α_p相逐步溶化，，，β 基体中过饱和溶质元素的含量得以提高，，，为后续藐小次生 α_s相的弥散析出提供更高的驱动力［9-12］ 。！！！Ｈ欢，，，当温度靠近于 α/β 相转变温度，，，容易导致β晶粒显著长大，，，同时使初生 α_p相过度溶化，，，进而减弱后续次生 α_s的形核驱动力，，，使次生 α_s析出受到影响，，，从而引起强度与韧性双重退化［13-15］ 。！！！４送，，，大量钻研批注合理的固溶热处置能有效克制次生 α_s相粗化 、、、降低织构强度, 提高合金的力学与委顿机能［16-18］ 。！！！Ｒ蚨，，，合理调控固溶温度与功夫成为实现Ti-55511合金组织调控与机能优化的关键蹊径，，，但目前仍存在若干关键问题亟待解决。！！！Ｓ绕涫枪倘苤贫榷猿跎 α_p相体积分数、、、尺度特点及其后续冷却与时效处置对次生 α_s析出的影响机制尚不足系统化的定量描述。！！！

针对上述问题，，，本钻研构建了分歧两相区固溶温度与功夫的尝试系统，，，通过对初生 α_p相描摹、、、体积分数的系统测定，，，揭示其随固溶参数变动的演化法规；；同时结合力学机能分析，，，成立固溶温度与功夫对α相特点及强度-塑性响应的关联模型。！！！Ｗ暄辛司治滦 Ti-55511合金固溶处置的组织调控机制提供了系统证据，，，并为其热处置制度的优化设计提供了可验证的理论基础和尝试支持。！！！

1、、、尝试过程

1.1 尝试资料

尝试资料为 Ti-55511 钛合金，，，化学成分如表 1 所示。！！！

表 1 Ti-55511 钛合金的化学成分

1.2 热处置工艺

已知 Ti-55511合金 α/β 相变温度约为 875℃，，，为预防β单相区加热导致β晶粒过度长大，，，同时匹配 Ti-55511合金的现实固溶工艺温度，，，本钻研将固溶温度限定于 α+β 两相区的 730~790℃领域，，，并设置 0.5~3.5h 的保温功夫领域，，，系统调查固溶工艺参数领域内合金的显微组织演变与力学机能差距，，，具体热处置制度如表 2 所示。！！！：笮 600℃温度下进行 4h 时效处置，，，可推进藐小弥散次生α相充分析出，，，使分歧固溶参数处置后的样品均形成α_p+α_s双片层组织，，，以分析固溶参数对最终机能的影响。！！！Ｈ却χ贸⑹栽诳凭 KSL1200X 马弗炉中发展，，，该炉拥有五面温控。！！！４送，，，尝试过程当选取热电偶实时监测温度以确保其正确性。！！！

表 2 Ti-55511 钛合金热处置工艺参数

1.3 组织表征

1.3.1 X 射线衍射 (XRD) 分析

为分析分歧热处置制度下 Ti-55511合金相的特点，，，对于分歧前提热处置后的 Ti-55511 钛合金，，，本钻研使用 X 射线衍射仪 (XRD) 对试样的相组成进行检测。！！！Ｔ XRD 测试前，，，试样理论被 1200 主张碳化硅砂纸打磨以去除氧化层。！！！RD 尝试设备为日本 Rigaku 公司的 Ultima IV，，，测试步长为 0.02°，，，且全程于室温下实现测试。！！！

1.3.2 扫描电子显微镜 (SEM) 表征

选取电火花线切割 (EDM) 从分歧前提热处置后的样品中截取观测试样。！！！Ｑ防砺鬯炒斡 80~4000 主张碳化硅砂纸进行粗磨，，，之后用 1μm 与 0.5μm 粒度的抛光膏进行抛光，，，再用二氧化硅悬浮液进行精密抛光。！！！Ｊ褂 Kroll 试剂 (体积比为 HF:HNO?:H?O=1:2:7) 对磨抛后的样品进行浸没法金相侵蚀，，，经 7~10s 侵蚀后的样品出现微黄色。！！！Ｋ婧笥梦匏掖枷村，，，并使用真空干燥箱进行干燥。！！！Ｎ治鍪匝南晕⒆橹氐，，，本钻研使用了蔡司 Gemini 300 场发射扫描电子显微镜 (SEM) 观察试样的微观组织结构，，，SEM 操作电压为 10kV。！！！Ｋ婧笸ü愿叻直嫱枷裰邢啾壤疤氐憬蟹治，，，获取了微观组织定量特点。！！！Ｎ骷跞⊙匚辉斐傻某⑹晕蟛，，，每个样品拔取 10 张 SEM 电镜图进行统计，，，通过 ImageJ 软件对相比例及特点进行图像鉴别与定量分析。！！！

1.4 力学机能测试

1.4.1 显微硬度测试

本钻研选取上海泰明光学仪器有限公司 HXD-100TMSC/LCD 型数字式电子显微硬度计进行维氏硬度 (HV) 测试。！！！２馐圆问慰 GB/T 4340.1-2009 尺度，，，载荷设置为 500gf，，，保载功夫 10s，，，每个样品在分歧区域均匀拔取 20 个测试点，，，去除异常值后取均匀值作为该样品的显微硬度值。！！！

1.4.2 室温拉伸测试

拔取工业常用的固溶功夫参数 1.5h 的样品进行室温拉伸测试，，，拉伸样品尺寸凭据 GB/T 228-2002 尺度设计。！！！Ｑ∪ UTM5305/S13 型电子全能试验机进行测试，，，拉伸速度为 1.5mm/min，，，每个工艺前提制备 3 个苹叫样品，，，测试实现后取屈服强度、、、延长率的均匀值作为最终拉伸机能数据。！！！

2、、、了局与会商

2.1 相组成分析

分歧的固溶温度与保温功夫下 Ti-55511合金的 XRD 衍射谱如图 2 所示，，，所有样品均出现出 α+β 双相结构特点。！！！Ｋ孀殴倘芪露扔 730℃升高至 790℃，，，β 相 110 主峰强度逐步增大，，，而α相峰强则相应减弱；；以上了局批注β相比例随温度升高而上升，，，而α相比例随温度升高而降落。！！！Ｏ啾戎，，，保温功夫对峰强的影响较小。！！！

2.2 显微描摹表征

图 3 展示了 Ti-55511 钛合金在分歧固溶温度下经分歧保温功夫处置后的晶内显微组织描摹演化，，，所有前提下的组织均由粗壮的初生α_p相片层及其之间的β转变组织 (β_trans) 组成。！！！Ｒ陨狭司钟胪 2 中 XRD 衍射谱了局相符，，，但各相的空间散布与尺寸随固溶温度功夫的变动而扭转。！！！Ｋ孀殴倘芪露鹊纳，，，合金中初生α_p相比例逐步削减，，，而β转变组织相比例随温度升高而增长，，，这是由于 Ti-55511合金 α/β 相变温度约为 875℃，，，730~790℃区间内温度升高会加强 α→β 相变驱动力，，，且高温加快了元素扩散使相平衡急剧实现。！！！６吖倘芪露认 α/β 相界面迁徙能力强、、、界面左近的高密度缺点为元素扩散提供了丰硕通道，，，推进α_p相产生溶化。！！！Ｒ蚨，，，随着温度升高初生α_p相描摹由粗壮的块状或短棒状逐步转变为细长的片层状。！！！

图 4a 所示的统计了局进一步揭示了固溶温度与功夫对初生α_p相比例的影响。！！！i-55511 的 α/β 相变温度约为 875℃，，，其中β相为高温相，，，α 相为低温相。！！！Ｒ蚨，，，随着固溶温度由 730℃提升至 790℃，，，初生α_p相的体积分数呈持续降落的趋向，，，初生α_p相比例由 730℃的 33.8%~37.8% 降至 790℃的 20.7%~23.9%。！！！４送，，，固溶功夫对初生α_p相比例的影响在低固溶温度与高固溶温度出现出迥异的趋向。！！！Ｔ 730~760℃的较低固溶温度区间内，，，初生α_p相比例随固溶功夫的增长而小幅降低，，，这是由于较低的固溶温度克制了元素的急剧扩散，，，使其必要肯定的固溶功夫达到相平衡状态。！！！Ｔ 790℃高温固溶前提下，，，由于温度升高加快了元素扩散过程，，，其达到相平衡所需功夫大大缩短，，，固溶功夫的耽搁并未引起初生α_p相比例的变动。！！！

固溶温度与功夫对初生α_p相尺寸的影响如图 4b 所示。！！！５惫倘芪露扔 730℃升至 790℃，，，初生α_p相片层宽度呈持续降落的趋向，，，初生α_p相宽度由 730℃的 1.5~1.7μm 降至 760℃的 1.3~1.5μm 与 790℃的 1.2~1.3μm。！！！Ｆ渲匾捎诟吖倘芪露惹疤嵯鲁跎 α/β 相界面的迁徙能力强，，，相界面左近高密度缺点为元素扩散提供了优先通道，，，使初生α_p相更易溶于β基体，，，从而导致片层尺寸的缩小。！！！３倘芪露韧，，，固溶功夫对初生α_p相片层厚度也有肯定的影响。！！！Ｔ诮隙痰 0.5~1.5h 保温功夫时，，，初生α_p相尺寸在三个固溶温度前提均有大幅增大。！！！＠绲惫倘芪露任 760℃时，，，初生α_p相片层均匀尺寸由约 1.17μm 增大至 1.51μm；；而当保温功夫处于 1.5h 与 3.5h 之间，，，初生α_p相尺寸在三个固溶温度均只有小幅增长。！！！Ｕ馐怯捎谠诠倘艹跗谟牒笃诶┥⒒浦匾婕敖缑胬┥⒂刖Ц窭┥⒘街址制绲脑吁杈。！！！Ｆ渲，，，界面扩散是指溶质原子沿 α/β 相界面扩散的过程，，，该扩散蹊径拥有较高的缺点密度和较低的扩散能垒，，，其扩散系数通常显著高于晶格内部的体扩散 (即晶格扩散)。！！！Ｏ嘟现，，，晶格扩散是指溶质原子在β相晶格内部通过体扩散方式进行的迁徙，，，其扩散速度受限于较低的缺点密度和较高的扩散能垒。！！！Ｔ诠倘艽χ贸跗，，，相界面扩散占主导作用，，，允许初生α_p相部门描摹的调整，，，相界面左近的缺点加快了溶质元素的扩散速度从而推进了初生α_p相片层的急剧长大；；随着保温功夫的耽搁，，，相界面逐步削减，，，扩散过程由界面扩散向晶格扩散转变，，，而晶格中缺点密度较界面更低，，，晶格扩散速度受限，，，从而降低了初生α_p相片层的长大速度。！！！

如图 5 所示，，，除晶内初生α_p相外，，，组织中还存在晶界 α_{GB}。！！！Ｋ孀殴倘芪露鹊纳，，，晶界 α_{GB} 陆续性降落。！！！Ｈ 730℃/0.5h 固溶前提下较为陆续的晶界 α_{GB} 相变为 790℃/0.5h 样品中的非陆续 α_{GB}。！！！Ｆ渲匾蚴，，，分歧溶质元素原子的扩散速度有差距，，，使其在 α/β 相界刻下沿散布不均匀而产生部门成分突变，，，此成分突变在高固溶温度下由于元素扩散速度的提高而加大，，，从而造成晶界界面的迁徙受到影响而天生不陆续晶界 α_{GB}。！！！１Ｎ鹿Ψ蚨跃Ы α_{GB} 也有着重要影响，，，除晶界 α_{GB} 陆续性随固溶功夫增长而降落外，，，3.5h 长不断效在 3 个固溶温度均使 α_{GB} 阐发出长大与球化的景象。！！！Ｋ孀疟Ｎ鹿Ψ虻牡⒏，，，溶质元素扩散持续进行，，，为降低系统的界面能，，，原呈陆续薄层散布的晶界 α_{GB} 逐步向不陆续的块状或等轴化描摹转变。！！！

730~790℃固溶处置样品的β相均为β转变组织 (β_trans)，，，这是由于固溶处置冷却过程的空冷与随后的时效处置可推进藐小的次生α_s相的析出。！！！Ｒ蚨，，，本钻研的样品均为α_p+α?双片层组织。！！！Ｈ缤 6 所示，，，在 730℃低温固溶前提下，，，次生α相片层数量较高温 790℃前提少。！！！Ｓ捎诟呶鹿倘芮疤嵯碌摩孪啾壤系臀鹿倘芮疤岣，，，这导致了其β相不变元素含量更低，，，从而降低了其相不变性，，，推进了次生α_s在随后的空冷与时效过程中的均匀析出与长大。！！！Ｒ蚨，，，790℃高温固溶处置得到了更藐小弥散散布的次生α_s相。！！！Ｓ氪送，，，在一样固溶温度前提下，，，保温功夫耽搁对次生α_s相描摹的影响相对有限，，，仅引起轻微的尺寸变动。！！！

2.3 力学机能测试

2.3.1 维氏硬度

图 7a 为分歧固溶温度与功夫前提下 Ti-55511合金的显微硬度统计了局，，，具体了局如表 3 所示。！！！Ｋ孀殴倘芪露鹊纳，，，显微硬度由 730℃的 331~347HV 增至 790℃的 371~393HV。！！！＝细叩墓倘芪露却偈钩跎_p相持续溶化，，，β_trans组织比例增长，，，从而在后续时效过程中形成数量更多、、、散布更为弥散的藐小次生α_s相。！！！Ｓ捎谙妇炕в，，，790℃样品中更多的次生α_s相提高了合金的显微硬度。！！！Ｓ氪送，，，固溶功夫对显微硬度也有肯定的影响。！！！Ｔ诮系凸倘芪露 (730~760℃) 下，，，显微硬度均阐发出随功夫小幅升高的景象，，，其原因是初生α_p相体积分数小幅降落导致 β_trans体积分数小幅提升，，，随之上升的次生α相数量导致了显微硬度小幅上升。！！！Ｏ啾戎，，，在 790℃高温固溶前提下，，，更快的溶质原子扩散速度使得相比例急剧趋于平衡状态，，，固溶功夫的进一步耽搁对组织及显微硬度的影响较为有限。！！！Ｎ橹ど鲜鍪莸目康米⌒，，，图 7b、、、7c 展示了保温功夫为 3.5h 时，，，730℃固溶样品与 790℃固溶样品的压痕描摹。！！！790℃固溶样品 (376HV) 压痕较 730℃固溶样品 (347HV) 小，，，这与硬度随温度变动的趋向一致。！！！

表 3 分歧固溶参数下 Ti-55511合金的维氏显微硬度统计了局

2.3.2 拉伸机能

如图 8 所示，，，在固溶功夫为 1.5h 时，，，Ti-55511合金的屈服强度随着固溶温度的升高出现显著上升趋向，，，而延长率则出现降落趋向。！！！Ｇ强度由 730℃的 963MPa 增至 760℃的 1069MPa 和 790℃的 1135MPa，，，但延长率从 730℃的 15.6% 降至 760℃的 11.3% 和 790℃的 8.0%。！！！Ｕ馐怯捎诠倘芪露鹊纳咛岣吡撕写紊_s相的 β_trans组织比例，，，使藐小的次生α_s相的析出量增长，，，藐小的次生α_s相提供了更多的可故障位错滑移的 α/β 相界面，，，提升了资料的屈服强度。！！！＞秃辖鹚苄缘谋涠ü娑，，，该合金在较低固溶温度下阐发出较高的伸长率，，，这重要与初生α_p相的比例与厚度特点缜密有关。！！！Ｔ诮系偷 730℃固溶温度下，，，更高的初生α_p相比例与更粗的次生α相片层为位错滑移和协调变形提供了更大的空间，，，从而有利于塑性变形能力的提高。！！！Ｒ蚨，，，本钻研证实，，，通过调控固溶处置工艺参数以节制初生α_p相与次生α_s相的组成及描摹特点，，，可实现对 Ti-55511合金力学机能的精准调控。！！！

3、、、结论

固溶温度的升高显著降低了初生α_p相体积分数，，，粗壮块状或短棒状的晶内初生α_p相随温度升高逐步转变为细长片层状晶内α_p相；；低温 (730~760℃) 固溶前提下耽搁保温功夫仅使初生α_p相比例小幅降低，，，高温 (790℃) 固溶前提下仅需较短功夫达到相平衡，，，耽搁固溶功夫对初生α_p相比例影响不大。！！！

随着固溶温度升高，，，β 相不变性随β相比例升高而降低，，，为后续空冷与时效过程中次生α_s相的弥散析出提供有利前提；；析出的藐小次生α_s相呈均匀片状散布，，，且高温固溶样品中次生α_s片层数量显著增长。！！！

高温固溶前提下藐小均匀的次生α_s相通过细晶强化效应显著故障位错活动，，，大幅提高合金显微硬度和屈服强度；；但高温固溶下初生α_p相比例削减，，，降低了资料的变形协调能力，，，使延长率降落。！！！Ｗ钪粘鱿智慷人婀倘芪露壬仙龀，，，延长率随固溶温度升高而降落的变动法规。！！！

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（注，，，原文标题：Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe高强钛合金热处置工艺-组织-机能钻研_干敏）