鈦合金因其比強度高、耐腐蝕性強等優點，近年來已被廣泛應用于航空、航天領域，迅速發展成為具有強大生命力的新型結構材料，具有非常重要的應用價值和廣闊的應用前景。在航空航天領域中，鈦合金是飛機和發動機的主要結構材料之一。鈦合金在飛機上使用可以減輕質量，提高結構效率，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，成為航空工業結構件的理想材料［1］。

目前，傳統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］。 隨著航空航天業的迅猛發展，新型的高強高韌鈦合金也在迅速得到開發和應用，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合開發的Ti55531鈦合金［3-5］。Ti55531鈦合金是一種新型β型鈦合金，據報道，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動機掛架之間連接裝置的制造，現已應用在空客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性能的影響以及組織和力學性能的定量關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性能的定量關系。

1、實驗材料及方法

實驗樣品為φ125mm×550mm鈦合金鍛件，其化學成分如表1所示。由金相法測得相轉變點溫度為(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、結構、取向度等數據。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構進行觀察和分析。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、實驗結果及分析

2.1顯微組織

圖1為Ti55531鍛態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，因此，由圖1可以看出，鍛態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相轉變。合金在經過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相晶粒在轉變過程中形成了(110)和(200)晶面擇優取向。

圖2為鍛態Ti55531鈦合金和經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。根據金相法測得的該合金的β/α轉變溫度為(845±5)℃，當固溶溫度為780℃時，其固溶溫度處在β+α兩相區，此時初生α相會發生部分溶解而轉變成β相，而固溶溫度為840℃時，固溶溫度接近β單相區，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相會發生分解，而形成針狀的次生的α相。經過840℃固溶處理的合金試樣，由于過飽和度較大且亞穩的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，經分析這兩相之間存在晶體學位向關系，即:(1101)α//(110)β，這將有助于合金強度的提高。

2.2力學性能

圖4為固溶處理前后合金的顯微硬度?？梢钥闯?，經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，其測試結果如表4所示。

從表4中可以看出，鍛態組織中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組織中，β相中塑性變形導致加工硬化，而經過固溶時效處理后，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，導致β相硬度有所提高。

由上顯微組織和力學性能分析結果可知，Ti55531合金的顯微組織由α相和β相組成，這種復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、數量和分布，而且合金中的兩相均有一定的塑性。在等應變近似條件下，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，σ1，σ2，σ3為各相的強度。

對于本文中所研究的Ti55531合金，在鍛態條件下，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、結論

1)Ti55531鍛態合金組織由初生球狀α相、β相組成，經過固溶時效處理后，Ti55531合金由初生球狀α相、β相、以及新生成的次生α相組成。經過840℃固溶處理，由于接近相轉變點，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相為密排六方結構，與基體存在共格關系，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構，且與基體成共格關系，可得到兩相存在近似如下晶面關系:(1101)α//(110)β;

3)經過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。

參考文獻

［1］付艷艷，惠松驍，葉文君，等． 冷卻速度對 VST55531 鈦合金的顯微組織和力學性能的影響［J］． 中國有色金屬學報，2010，20(S1):685 － 689．

FU Yan-yan，HUI Xiao-song，YE Wen-jun，et al． Effects of cooling rate on microstructure and properties of VST5531 alloy［J］． The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2010，20(S1):685 － 689．

［2］Jones N G，Dashwood Ｒ J，Dye D，et al． Thermomechanical processing of Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr［J］． Materials Science and Engineering A，2008，(490):369 － 377．

［3］Fanning J C，Boyer Ｒ Ｒ． Properties of Timetal555-A new near-beta titanium alloy for airframe components［C］/ /Lutjering G，Albrcht J． Ti-2003 Science and Technology，Hamburg:DGM，2003:2643 － 2650．

［4］Arrazola P J，Garay A，Iriate L M． Machinability of titanium alloys(Ti-6Al-4V and Ti5553)［J］． Journal of Materials Processing Technology，2009，(209):2223 － 2230．

［5］魏壽庸，祝瀑，王韋琪． Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe 鈦合金簡介［J］． 鈦工業進展，1998(4):8．

WEI Shou-yong，ZHU Pu，WANG Wei-qi． Introduc-tion of Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe titanium alloy［J］． Titanium Industry Progress，1998(4):8．

［6］Black S． The rear pressure bulkhead for the Airbus A380 employs resin film infusion［J］． High-performance Com-posites，2003，11(3):45 － 48．

［7］Duret N． Titanium for damage tolerance applications on A380［C］∥In:Lutjering G，Albrecht J (eds)． Ti-2003 Science and Technology，Hamburg: DGM，2003:2667．

［8］Jéróme Pora． A380 結構的先進材料和技術-未來發展的技術平臺［J］． 航空維修與工程，2003，(6):50 － 52．

Jéróme Pora． Advanced materials and technology for A380 structure［J］． Aviation maintenance and Engineering，2003，(6):50 － 52．

［9］曹春曉． 一代材料技術，一帶大型飛機［J］． 航空學報，2008，29(3):702 － 704．

Cao Chun-xiao． One generation of material technology，one generation of large aircraf t［J］． Acta Aeronautica et Astronautica Sinica，2008，29(3):702 － 704．

［10］Dyson D J． X-Ｒay and Electron Diffraction Studies in Materials Science［M］． London:Maney Publishing，2004:159．

［11］宋振亞，孫巧艷，肖林，等． 預變性對 TB3 合金時效析出行為及其力學性能的影響［J］． 稀有金屬材料與工程，2010，39(5):793．

SONG Zhen-ya，SUN Qiao-yan，XIAO Lin，et al． Influence of predeformation on aging precipitation behavior and mechanical properties of TB3［J］．Ｒare Metal Materials and Engineering，2010，39(5):793．