固溶温度对Ti55531钛合金锻件的组织与性能的影响

钛合金因其比强度高、耐腐蚀性强等优点，近年来已被广泛应用于航空、航天领域，迅速发展成为具有强大生命力的新型结构材料，具有非常重要的应用价值和广阔的应用前景。在航空航天领域中，钛合金是飞机和发动机的主要结构材料之一。钛合金在飞机上使用可以减轻质量，提高结构效率，降低飞机成本，因此，钛合金在飞机的某些部位逐渐替代了钢、铝合金和镍基超合金，成为航空工业结构件的理想材料［1］。

目前，传统的高强高韧钛合金主要有美国研制的近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应用，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联合开发的Ti55531钛合金［3-5］。Ti55531钛合金是一种新型β型钛合金，据报道，这种新型钛合金既具有良好的断裂韧性和高强度匹配特性，比较适用于机翼和发动机挂架之间连接装置的制造，现已应用在空客A380飞机上［6-9］。由于Ti-55531钛合金合金化程度高，合金组织对固溶处理工艺较为敏感。已有的研究结果表明，Ti-55531钛合金β退火固溶处理生成了粗大的β 晶粒，在β晶界和晶粒内分别析出α相;而固溶时效处理后，初生α相较为细小，呈弥散分布的等轴α;退火和固溶处理对合金的伸长率、抗拉强度和屈服强度等力学性能影响明显

［10］。然而已有的研究仅限于该合金组织的定性分析［11］，而固溶处理工艺对合金组织与力学性能的影响以及组织和力学性能的定量关系还缺乏深入的研究。因此，本文以Ti55531钛合金为研究对象，在不同温度对合金进行固溶处理，研究固溶温度对合金显微组织的影响，进而建立该合金显微组织与力学性能的定量关系。

1、实验材料及方法

实验样品为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)℃，制定试样的固溶处理工艺如表2所示，将实验合金分别在780℃(S1)和840℃(S2)固溶1h后空冷，再经过580℃时效处理8h。

将固溶处理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腐蚀剂进行腐蚀。将固溶处理前后样品截取相同尺寸，采用XＲD对固溶处理前后样品进行物相分析，得到样品成分、结构、取向度等数据。采用金相显微镜观察腐蚀后金相试样的微观组织，并进行组织分析。采用扫描电子显微镜对固溶处理前后试样的组织形貌进行深入观察，通过能谱仪对合金进行微区成分分析。采用透射电子显微镜对固溶处理样品的微观形貌以及晶体结构进行观察和分析。采用维氏显微硬度仪测量固溶处理前后样品的硬度，设置载荷为0.49N，保载10s，进一步采用纳米压痕仪测量固溶处理前后各个相的硬度，分析相之间变化趋势。采用Image-ProPlus软件计算微观组织中各相的晶粒大小和相分布比例。

2、实验结果及分析

2.1显微组织

图1为Ti55531锻态合金和不同温度固溶处理的XＲD图谱。从图1中可以看出，固溶处理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相同，故可以用衍射峰相对强度定性的表示各相的体积分数，因此，由图1可以看出，锻态合金固溶时效处理后，有次生α相析出，而且随着固溶温度升高趋近相转变点温度，初生α相溶解越充分，其含量将会减少，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。合金在经过840℃固溶时效以后，其次生α相主要在(002)、(101)、(102)、(110)等晶面析出，而β相在(110)和(200)晶面处衍射峰明显增强，表明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钛合金和经过不同温度固溶处理后时效的显微组织。从图2(a，b)可以看出，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)可以看出，Ti55531钛合金在780℃固溶处理后，显微组织包括基体β相、等轴状初生α相和弥散分布在β基底的针状次生α相，采用金相定量分析得到，初生球状初生等轴状的α相晶粒尺寸为0.59～3.4μm，平均晶粒粒径为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，晶粒尺寸分布为0.92～2.6μm，平均晶粒粒径为1.6μm，而且晶粒大小趋势均匀化。说明随着固溶温度增高，初生球状 α相急剧减少，次生α相增多。

进一步采用Image-ProPlus软件对固溶处理前后合金显微组织的各相比例进行定量分析，其结果如表3所示。从表3可以看出，随着固溶温度增加，初生α相明显减少，次生α相明显增多，β相含量也有所减少。根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相会发生部分溶解而转变成β相，而固溶温度为840℃时，固溶温度接近β单相区，初生α相几乎完全溶解成β相，而在随后的空冷过程中，由于冷速较快，β相难于转变成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相会发生分解，而形成针状的次生的α相。经过840℃固溶处理的合金试样，由于过饱和度较大且亚稳的β相含量较多，因此，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)中可以看出，该样品组织中存在等轴状的α相和分布在基体β相上的针状次生α相。从图3(b)中可以看出，次生针状相长度为80～450nm，宽度约为28nm。图3(c，d)分别为图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，从图中可以看出，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力学性能

图4为固溶处理前后合金的显微硬度。可以看出，经780℃与840℃固溶处理后+580℃时效后合金显微硬度分别为440.13HV和447.59HV，相比原始组织405.8HV分别提高了8.5%和10.3%。为了进一步分析合金显微组织各相的硬度，采用纳米压痕仪对固溶处理前后样品中各相的显微硬度进行了测试，其测试结果如表4所示。

从表4中可以看出，锻态组织中β相硬度值很高，大约为3.14GPa，显著高于固溶时效处理后的β相基体硬度。主要原因在于其锻态组织中，β相中塑性变形导致加工硬化，而经过固溶时效处理后，β相中的加工硬化得以消除或部分消除，从而降低了β相的显微硬度。而新生成次生α相硬度值明显高于初生的等轴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相减少，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性能分析结果可知，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性能外，还取决于各相的性质、数量和分布，而且合金中的两相均有一定的塑性。在等应变近似条件下，合金的平均强度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。

对于本文中所研究的Ti55531合金，在锻态条件下，其合金组织由β组相和等轴的初生α相组成，其合金的平均强度为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，根据混合定律，可求得两固溶加时效合金的平均强度分别为1.99GPa和2.05GPa。

由此可见，在840℃固溶处理并且540℃时效1h后，由于次生α相含量增加，使得合金的强度得到明显提高。

3、结论

1)Ti55531锻态合金组织由初生球状α相、β相组成，经过固溶时效处理后，Ti55531合金由初生球状α相、β相、以及新生成的次生α相组成。经过840℃固溶处理，由于接近相转变点，球状α相大部分溶解，增加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多次生针状α相;

2)固溶处理后析出的次生针状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。透射电镜形貌及高分辨图说明，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℃固溶处理后，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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