随着航空飞行器向着高速、高机动、高靠得住性以 及长命命方向发展
，飞行器结构件多选取耐久性/危险 容限设计理念
，高强高韧β钛合金则是满足上述高性 能飞行器要求研发的一类高机能钛合金[1,2]。。。 Ti-10V-2Fe-3Al（Ti1023）和Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-0.5Fe （Ti5553）都属于高强高韧β钛合金。。。Ti1023合金是 20世纪70年代美国Timet公司研制
，拥有高强度、 高断裂韧性、良好的淬透性和抗裂纹扩大机能
，利用 于飞机起落架、机翼发起机短舱接头和飞机小型扣件 等[3,4]。。。Ti5553合金是20世纪90年代美国Boeing公 司和俄罗斯VSMPO公司在BT22合金基础上共同研 发的新型亚稳β钛合金
，比Ti1023合金拥有更优异的 强度-塑性-韧性匹配和近乎2倍的淬透性[5,6]
，目前已 经利用于飞机起落架以及其他部件。。。

对于近β型钛合金
，通过选取分歧的固溶时效工 艺参数来调控析出相的描摹、尺寸和含量
，以获得良 好的力学机能[7-10]。。。最近钻研人员报道了β钛合金经 过类似于钢的等温淬火工艺（Step-quench）处置后显 著细化的组织。。。该工艺将试样固溶处置后迅速移入较 低温度（Ms-Tβ）保温一按功夫
，使β相转变为α+β两 相混合的组织。。。钻研发此刻某一个特定温度保温可形 成尺寸更为藐小的微观组织
，提高合金的强度[11]。。。S. Nag等进一步提出Ti5553合金在550℃温度 step-quench
，β相将产生一种新型相变机制
，即伪调 幅分化
，先结构转变再达到成分平衡。。。结构转变是通 过部门小幅度成分颠簸
，让β相先形成密排六方晶体 结构的α相
，而后再经过扩散使α相成分达到平衡成 分
，其特点是形核率高
，合金的组织得到显著细化[12]。。。 近期钻研了局批注相比于传统的时效工艺（固溶后水 冷到室温
，再加热到肯定温度时效）
，step-quench工 艺可能提高合金的硬度[13]。。。

对于Ti1023合金
，国内钻研重要集中在传统固溶 +时效工艺的优化和单、双时效的组织机能了局对比
， 例如王世洪[14]和商国强[15,16]等探索了固溶/时效热处 理工艺参数和加热速度与冷却方式等对微观组织和力 学机能的影响
，确定了第二相的析出方式和综合机能 匹配；；陈威[17,18]等对比钻研了单时效和双时效2种时 效方式对微观组织和力学机能的影响差距
，并分析了 两者产生强塑性匹配差距的原因。。。对于Ti5553合金
， step-quench工艺已获得了藐小的组织[8]
，但仍需进一步相识这种工艺对其它β钛合金组织与机能的影响规 律。。。Ti5553合金与Ti1023合金都是高强高韧β钛合金
， 2个合金目前都利用于飞机起落架等构件。。？Ｄ芄豢闯
， Ti1023和Ti5553合金拥有一样的利用领域。。。但这2 种合金中所含合金元素分歧导致钼当量有肯定差距
， Ti1023的钼当量为11.7
，Ti5553合金的钼当量为 13.35[19]
，可见前者β相的不变性低于后者
，β相的稳 定性将影响时效中第二相的析出过程和组织特点。。。因 此
，经过上述step-quench工艺处置后
，Ti1023和 Ti5553合金时效时的β相相变过程及其微观组织演化 和相应的变动法规还必要具体相识。。。

本尝试钻研Ti1023和Ti5553合金经过固溶和 step-quench工艺后
，时效温度对于这2种高强钛合金 微观组织描摹、析出α相尺寸和析出硬化的影响法规
， 并基于析出相的形成过程探索导致2种合金硬化成效 差距的微观机制。。。本钻研工作将为丰硕钛合金微观组 织与力学机能的调控工艺和高强β钛合金的微观组织 与力学机能优化提供尝试支持。。。

1、尝试

尝试资料为西北有色金属钻研院提供的Ti1023锻材和中南大学提供的Ti5553锻材。。。Ti1023与Ti5553合金的原始组织如图1所示。。。Ti1023合金的原始组织为由β基体+次生α相组成的β转变组织
，组织中无显著初生α相存在
，晶界存在少量晶界α相
，晶粒内部次生α相呈层片状
，散布均匀
，相变点为(805±5)℃;Ti5553合金的原始组织为初生α相与β转变组织共同组成的双态组织
，初生α相呈等轴状
，晶粒内部次生α相也呈层片状、散布较均匀
，相变点为(850±5)℃。。。

本尝试设计的β单相区固溶时效的热处置工艺流程图如图2所示
，具体工艺为:试样在1000℃的β单相区固溶[solutiontreatment,ST]45min,虽2种资料原始组织存在肯定差距
，但经过本步骤后可使其微观组织均全数转造成单一的β相
，让两者维持一致。。。将试样从1000℃的高温炉中取出
，迅速放入温度别离为300~650℃的较低温度加热炉[step-quench,SQ]
，保温1h进行时效处置[aging]
，而后水冷至室温。。。以上工艺流程在本文中记为ST-SQA。。。

微观组织用场发射扫描电子显微镜[SU6600和FEIVERIOS460]和透射电子显微镜[JEM-200CX和JEM-2100F进行观测。。。扫描电镜试样的制备选取粗磨、细磨、电解抛光后侵蚀的工艺
，电解抛光时使用的电解抛光液为HClO4:CH3COOH[98%]=1:9
，电压50V
，侵蚀时使用的金相侵蚀液比例为HF:HNO3:H2O=1:3:10
，透射电镜试样的制备选取的双喷液比例为HClO4:CH3(CH2)3OH:CH3OH=1:7:10。。。利用X射线衍射仪[X'pertpro]进行XRD测试分析分歧热处置工艺后物相的组成
，并使用维氏硬度仪[HXD-1000TMC/LCD]在试验力为98N
，保压功夫为10s的情况下丈量试样的宏观维氏硬度。。。次生α相尺寸和单元面积形核率通过ImagePro-Plus6.0软件进行统计。。。

2、了局与分析

2.1Ti1023与Ti5553合金ST-SQA处置后的硬度随时效温度的变动法规

图3为Ti1023合金与Ti5553合金在上述一样工艺处置后的硬度随时效温度变动法规
，能够看出2种合金的硬度随时效温度的变动趋向分歧。。。

在图3a中
，Ti1023合金的硬度随着时效温度的升高出现先上升后降落的趋向
，时效温度低于400℃时缓慢上升
，超过400℃时显著降落
，在时效温度为400℃时硬度达到最高值即4500MPa;Ti5553合金的硬度变动如图3b所示
，时效温度从300℃升高到400℃
，硬度出现先上升后降落
，时效温度高于400℃
，硬度起头增长;其时效温度从500℃升到550℃
，硬度显著增长
，550℃硬度达到最高值4390MPa
，持续升高时效温度硬度降落。。。时效温度在300~650℃领域内Ti5553合金的硬度变动出现双峰变动法规。。。

2.2Ti1023与Ti5553合金微观组织随时效温度的变动法规

图4给出了Ti1023合金微观组织描摹随时效温度的变动法规。。。

对于Ti1023合金
，其时效温度为300℃时β相已起头有针状α相析出
，如图4a所示;随着时效温度的升高
，在350和400℃时针状α相的数量增多
，如图4b、4c所示
，且在400℃时能够看出尺寸较大的α相之间有极致密的藐小α相互订交割
，见图4c的放大图;其时效温度为450℃时所产生的次生α相宽度和长度均有增长
，如图4d所示;其时效温度为500℃时
，次生α相宽度变得越发均匀
，尺寸较大次生α相之间的藐小α相也起头产生粗化
，如图4e所示;随着时效温度的进一步升高
，在550
，600
，650℃时次生α相的粗化行为越发显著
，α相显著粗化
，如图4f、4g、4h所示
，在650℃时次生α相的宽度达到最大值。。。图4中次生α相之间多出现约莫60°的夹角
，这是由于次生α相在析出过程中导致其周围产生较大的应变
，而这种位向变体的分列方式能够最大水平降低系统析出α相的应变能
，形成一种自适配的低能结构[20]。。。

图5给出了Ti5553合金微观组织随着时效温度的变动法规。。。

对于Ti5553合金
，其时效温度较低时
，在300
，350
，400℃下均未看出晶内有显著的析出相产生
，如图5a、5b、5c所示;其时效温度为450℃时
，次生α相起头在晶界处沿晶界析出
，这是由于析出相最初易于在晶界处形核且当晶界α相析出齐全后
，α相沿着晶界向晶内持续成长
，形成晶界魏氏组织[21]。。。如图5d中向晶界两侧晶粒1、2成长;其时效温度为500℃时
，晶粒内部起头有较屡次生α相析出
，可能显著看出α相尺寸和针状描摹
，如图5e所示;其时效温度上升到550℃时
，晶内次生α相形核数量增多
，散布在整个晶粒内部
，次生α相之间显著形成了呈60°夹角的自适配结构[20]
，析出相急剧形核并成长
，如图5f所示;随着时效温度的进一步升高
，次生α相在600和650℃温度时效产生粗化
，α相宽度增长
，形核数量削减
，如图5g、5h所示。。。

为了表征2种合金分歧时效温度下次生α相形核与尺寸变动
，通过统计软件对图4、图5中合金时效形成次生α相的尺寸[宽度
，μm]和形核密度[每平方微米中次生α相的个数
，Number/μm2]进行了统计
，了局如图6所示。。。

结合图3~图6
，对于Ti1023合金
，随时效温度升高
，次生α相密度逐步升高
，时效温度为400℃时达到峰值后
，析出相的宽度逐步增长
，形核密度逐步降低;对于Ti5553合金
，其时效温度低于400℃时
，没有次生α相析出
，其时效温度高于400℃时
，次生α相起头析出
，Ti5553合金的次生α相变动趋向与Ti1023合金类似
，但次生α相宽度最小、形核密度最高呈此刻时效温度为550℃时。。。总体上
，2种合金硬度随着效温度的变动趋向重要由β相的析出行为决定。。。

对2种合金ST-SQA处置的试样进行XRD物相分析
，XRD图谱如图7所示。。。

对于Ti1023合金
，结合图4和图7能够看出
，在300~650℃之间时效
，均有显著的析出相产生
，蕴含ω相和α相2种。。。其中
，等温相属于脆而硬的析出相
，它的存在会导致试样硬度增长[22]
，但是
，本钻研了局也同样批注α相的析出是钛合金硬度增长的重要原因[23]。。。

对于Ti5553合金
，结合图5和图6能够看出
，时效温度低于400℃时
，Ti5553合金内部无α相析出
，而时效温度高于400℃后
，析出了次生α相。。。James[24]等钻研了Ti5553合金在单相区固溶和300℃
，1h时效后ω相的析出行为
，了局显示300℃下保温1h有显著的ω相衍射斑出现;S.Nag[12]等钻研了Ti5553合金双时效时w相的辅助形核作用
，了局证实单相区固溶经过350℃,2h时效后同时拥有ω相与α相的衍射斑出现。。。综上可得
，Ti5553合金在低温时效[300~400℃]过程中有w相的析出[24-28]。。。图8给出了Ti5553合金300℃低温时效1h的试样高分辨TEM观察了局。。？Ｄ芄豢闯
，在选取相黑点获得的暗场像下
，于β相中能观察到极为弥散的纳米尺度相。。。这批注Ti5553合金中相在低温300℃时效起头形成。。。钛合金的相分为等温相与绝热相
，亚稳β钛合金在低温时效过程析出的相为等温相。。。这种相为亚稳相
，时效温度升高
，一方面辅助次生a形核[29.30]
，另一方面等温相也会由于不变性降低而逐步隐没。。。因而
，随着w相的逐步析出
，300~350℃时效后的硬度缓慢增长。。。Ti5553合金在300~350℃间时效硬度增长与相的析出有关
，超过350℃
，相不变性降低
，温度升高相逐步溶化于基体
，此时次生α相尚未析出
，导致合金硬度降低。。。

Ti1023合金与Ti5553合金钼当量分歧
，Ti1023合金[Mo]=11.7
，Ti5553合金[Mo]=13.35
，钼当量越高
，合金β相不变性越好
，时效过程中α相越难析出[19]
，Ti1023合金与Ti5553合金重要元素组成分歧
，

Fe元素在钛合金β相中的扩散较快
，V、Cr元素的扩散次之
，而Mo元素在钛合金β相中的扩散最慢[31]
，因而快扩散元素含量更高的Ti1023合金可能比慢扩散元素含量更高的Ti5553合金更迅速的实现长程扩散
，率先达到平衡浓度
，同时其β相更不不变
，使得α相更容易的析出。。。上述热力学与动力学原因共同导致了在低温领域[300~400℃]时效中
，Ti1023合金在300℃时已有显著的α相析出而Ti5553合金在400℃时才刚起头有极少量α相析出
，在450℃时才有显著的α相析出。。。

2种合金在宏观维氏硬度最高值处的具体微观描摹如图9所示。。。图9批注
，Ti1023合金在400℃时效时产生的次生α相多为极藐小致密的针状α相
，宽度多在20~30nm之间;Ti5553合金在550℃时效时产生的次生α相则多为平直的单一层片状α相
，尺寸约为70nm。。。次生α相的形核密度决定a/β两相界面的几多
，形核密度越高
，相界面越多
，合金的硬度越高[32]。。。

2.3Ti1023与Ti5553合金硬度变动与第二相析出行为关系

图10给出了Ti1023与Ti5553合金硬度变动与时效处置第二相析出行为的示意图。。。

如图10a
，对于Ti1023合金
，其时效温度为300℃时有显著的α相析出
，凭据XRD了局
，在300℃时效等温相也会析出
，此时合金强化作用重要源于α相和相的共同作用;随着时效温度的提高
，α相数量增多
，350℃时α相析出数量提高
，此时的宏观维氏硬度是由致密的次生α相与还未齐全隐没的等温相耦合作用导致;其时效温度为400℃时
，出现了形核密度的激增
，在单元面积形成了尺寸极小密度极高的次生α相
，但是相在400℃下不变性降低
，重新融入β基体
，大量致密的次生α相和部门未转变等温w相的耦合作用使得维氏硬度达到最高值即4500MPa;其时效温度高于400℃时
，次生α相形核密度降低并且宽度逐步增长并逐步粗化
，导致硬度降落。。。时效温度为500和550℃时
，次生α相形核密度和均匀宽度均降低缓慢
，对应于此温度领域内宏观维氏硬度降落较为平缓。。。时效温度持续升高
，次生α相持续产生粗化
，硬度持续降落。。。

图10b给出了Ti5553合金硬度变动与第二相析出行为关系示意图。。。其时效温度为300~400℃时
，硬度变动重要由于相的起头形成、达到峰值与逐步隐没。。。其时效温度为300℃时
，相起头产生
，合金的硬度比固溶态略高;其时效温度为350℃时
，硬度达到第1个峰值
，结合SEM描摹
，此时合金没有α相析出
，硬度的增长重要源于w相;其时效温度为400℃时
，由于温度升高相逐步隐没
，此时次生α相尚未析出
，因而硬度降落。。。其时效温度为450℃时
，β晶界处已有显著的沿晶界成长的α相产生
，因而450℃下时效的合金其维氏硬度起头升高;其时效温度为500℃时
，次生α相起头在β晶粒内部析出
，散布较为均匀
，因而合金的硬度持续升高;其时效温度为550℃时
，次生α相形核密度达到最高值
，并且均匀宽度最小
，因而
，维氏硬度达到最高值即4390MPa;其时效温度高于550℃
，次生α相起头粗化
，形核密度逐步降落
，宽度持续增长
，故硬度持续降落。。。

3、结论

1)对于Ti1023合金
，随时效温度升高
，维氏硬度先增后降
，400℃时效合金的硬度最高
，达到4500MPa
，随后硬度随时效温度升高逐步降低。。。

2)对于Ti5553合金
，随时效温度升高
，合金硬度出现双峰法规。。。峰值硬度对应的时效温度别离为350和550℃
，其中时效温度为550℃时合金硬度达到最高值4390MPa。。。

3)Ti1023和Ti5553合金的硬度变动重要取决于β相的不变性和第二相的析出行为。。。对于Ti1023合金
，时效温度低于400℃时其硬度由相与α相共同作用;时效温度超过400℃
，硬度取决于次生α相。。。Ti5553合金在300~400℃时效
，其硬度由等温相决定
，时效温度高于400℃时
，硬度则由次生α相决定。。。

参考文件

[1] Boyer R R. Materials Science& Engineering A[J], 1996,213(1-2):103

[2] Sha Aixue(沙爱学), Wang Qingru(王庆如), Li Xingwu(李兴无). Chinese Journal of Rare Metals(罕见金属)[J],2004,28(1):239

[3] Boyer R R.JOM[J], 1980, 32(3): 61

[4] Yang Jian(杨健). Aeronautical Manufacturing Technology(钛合金在飞机上的利用)[J],2006(11):41

[5] Jones N G, Dashwood R J, Dye D et al. Metallurgical&Materials Transactions A[J], 2009, 40(8): 1944

[6] Fu Y Y, Hui S X, Ye W J et al. Applied Mechanics&Materials[J],2013,365-366:1003

[7] Fei Y, Chang H, Shang G et al. Journal of Aeronautical Materials[J],2011,31(1):48

[8] Guo Hongzhen(郭鸿镇)
，Wang Cixiao(王慈校). Rare Metal Materials& Engineering(罕见金属资料与工程)[J],2000,29(6):408

[9] Schwab H, Palm F, Kühn U et al. Materials& Design[J], 2016,105:75

[10] Wu X, Sharman R, Mei J et al. Materials& Design[J], 2004,25(2):103

[11] Ingelbrecht C D. Journal of Materials Science[J], 1985, 20(8):3034

[12] Nag S, Zheng Y, Williams R E A et al. Acta Materialia[J],2012,60(18):6247

[13] Salvador C A F, Opini V C, Lopes E S N et al. Materials Science and Technology[J],2017,33(4):400

[14] Wang Shihong(王世洪)
，Shen Guiqin(沈桂琴)
，Liang Youming(梁佑明) et al. Rare Metal Materials and Engineering(罕见金属资料与工程)[J],1990,19(4):26

[15] Shang Guoqiang(商国强), Kou Hongchao(寇宏超), Wang Xinnan(王新南)et al. Chinese Journal of Rare Metals(罕见金属)[J],2009,33(4):484

[16] Shang Guoqiang(商国强), Kou Hongchao(寇宏超), Fei Yue(费跃)et al. Rare Metal Materials and Engineering(罕见金属资料与工程)[J],2010,39(6):1061

[17] Chen Wei(陈威), Sun Qiaoyan(孙巧艳), Xiao Lin(肖林)et al. Rare Metal Materials and Engineering(罕见金属资料与工程)[J],2011,30(4):708

[18] Chen Wei(陈威),Sun Qiaoyan(孙巧艳),Xiao Lin(肖林)et al. Rare Metal Materials and Engineering(罕见金属资料与工程)[J],2012,41(11):1911

[19] Lütjering G, Williams J C. Titanium[M]. Berlin: Springer,2003

[20] Balachandran S, Kashiwar A, Choudhury A et al. Acta Materialia[J],2016,106:374

[21] Appolaire B, Hericher L, Aeby-Gautier E. Acta Materialia[J],2005,53(10):3001

[22] Zhang Zhu(张翥), Wang Qunjiao(王群骄), Mo Wei(莫畏).Metallography and Heat Treatment of Titanium(钛的金属学和热处置)[M].Beijing: Metallurgical Industry Press,2009

[23] Zhao Yongqing(赵永庆), Chen Yongnan(陈永楠), Zhang Xuemin(张学敏) et al. Phase Transformation and Heat Treatment of Titanium Alloy(钛合金相变及热处置)[M].Changsha: Central South University Press,2012

[24] James Coakley, Vassili A Vorontsov, Nicholas G Jones et al.Journal of Alloys& Compounds[J], 2015, 646: 946

[25] Nag S, Banerjee R, Srinivasan R et al. Acta Materialia[J],2009,57(7):2136

[26] Fei Yue(费跃),Chang Hui(常唬辉),Shang Guoqiang(商国强)et al. Journal of Aeronautical Materials(航空资料学报)[J],2011,31(1):48

[27] Sabeena M, Murugesan S, Mythili R et al. Transactions of the Indian Institute of Metals[J], 2015, 68(1): 1

[28] Nakai M, Niinomi M, Hieda J et al. Isij International[J],2012,52(9):1655

[29] Li T, Kent D, Sha G et al. Scripta Materialia[J], 2016, 117:92

[30] Li T, Kent D, Sha G et al. Acta Materialia[J], 2016, 106: 353

[31] Peart R F, Tomlin D H. Acta Metallurgica[J], 1962, 10(2):123

[32] Sujoy Kumar Kar, Swati Suman, Shivaprasad S et al.Materials Science& Engineering A[J], 2014, 610(5): 171

（注
，原文标题：时效温度对Ti1023和Ti5553合金微观组织与析出硬化的影响法规）