Ti55531钛合金(名义成分Ti-5Mo-5Cr-5V-3Al-1Zr)是空中客车公司与俄罗斯在BT22(Ti-5Al-5Mo-5V-1Fe-1Cr)钛合金基础上结合开发的一种新型近β钛合金[1]，拥有抗拉强度高(δb≥1200 MPa)、断裂韧性好(KIc≥55 MPa·m1/2)、淬透性大(≥250mm)等特点，适于制作强度要求高、减重成效好的大型承力构件，在航空领域尤其是大型飞行器有较高的利用价值。！！！？？？罩锌统倒疽丫溆糜贏380超大型远程宽体客机的机翼与挂架的衔接装置[2]。！！！

钛合金的机能与显微组织特点亲昵有关。！！！Ｔ诮

钛合金中，α相是最重要的强化相，其描摹、尺寸和含量对合金宏观力学机能影响极大[3]。！！！９谕庋д咄ü却χ枚訠T22和Ti5553等近β钛合金的a相组织进行调控，都获得合金强度、韧性、塑性或焊接性等机能的优良匹配[4-5]。！！！＠鏐T22(Ti-5Al-5Mo-5V-1Fe-1Cr)锻件经690~780℃固溶1~2h、480~560℃时效8~16h后，抗拉强度达到1280 MPa，断裂韧性Kic=65 MPa·m1/2[6];β-21S(Ti-15Mo-2.7Nb-3Al-0.2Si)经850℃固溶处置30min、空冷、480~595℃时效8~24 h后，其抗拉强度达1150~1350 MPa，伸长率为6%~8%[7]。！！！ｎ押辖鹣啾湫形龆巳却χ霉讨械南晕⒆橹荼鋄8]，钻研近β钛合金相变行为，可为最大水平地改善和挖掘近β钛合金的机能潜力提供基础。！！！Ｈ欢，近β钛合金在热处置过程中的相变行为较为复杂，如已知存在β、 ω ath 、 ω iso 、a等，其中相转变机制、热力学等问题均尚有待进一步明确。！！！３龈袷悄壳罢攵訲i55531合金相变行为的钻研鲜有报道，给合金的热处置组织调控带来了肯定难题。！！！

热膨胀法、原位电阻法和同步X射线衍射原位分析法等是钻研合金相变行为的几种重要伎俩[9]。！！！Ｆ渲腥扰蛘头ㄊ峭ü闪可鹿讨械暮旯厶寤涠醋暄邢啾湫形囊恢植街，近年来已大量成功利用于钻研钢、银铜合金和钛合金的相变钻研[10-13]，是针对金属固态相变较为成熟的钻研步骤。！！！８貌街璨唤瞿芄徽凡舛叫鹿讨械南嘧淦鹜、实现等特点温度值，还能够凭据分歧升温速度的相变温度推算相变热激活能。！！！

本文作者通过陆续升温热膨胀法、结合X射线衍射分析和显微组织观察，对Ti55531合金固溶态组织的相变行为进行钻研，明确陆续升温过程中Ti55531合金的相变序列，分析相变过程的显微组织演变，并推算a→β转变热激活能，为钛合金组织描摹调控提供支持。！！！

1、尝试

1.1尝试原料

尝试原料为湖南金天钛业科技有限公司提供的铸造态Ti55531钛合金，化学成分见表1，选取陆续升温金相法测得β转变点温度为(825±5)℃。！！！Ｑ∪60612K型管式电阻炉将原始锻态试样加热到1000℃、保温1h后水冷，以保留亚稳态的全β组织。！！！Ｆ湎晕⒆橹缤1所示，能够观察到β晶粒呈多角形，晶粒均匀直径约300μm，晶界角度约120°。！！！

1.2尝试过程

选取DIL402C热膨胀仪丈量Ti55531钛合金的热膨胀曲线:试样尺寸d 5 mm25 mm,在高纯氩气(\geqslant

表1 Ti55531合金的化学成分

Table 1 Chemical composition of Ti55531 alloy(mass fraction,%)

99.999%)；；は掠墒椅侣叫轮1000℃,升温速度1~8℃/min。！！！Ｆ揪萆鲜霾獾玫娜扰蛘颓，确定产生热膨胀突变的特点温度点。！！！Ｓ肔60612K型管式电阻炉以相应的升温速度将试样(尺寸10mmX10mmX2 mm)加热至指标温度点并保温30s、水冷以保留特点温度点组织。！！！

选取Rigaku D-Max/2550VB型X射线衍射分析合金物相组成。！！！＝辖鹬瞥山鹣嘌，经1.5mLHF+3 mL HNO3+100 mLH2O侵蚀后，选取NOVATM Nano SEM230型扫描电子显微镜观察显微组织。！！！Ｑ∪EM-2100F型透射电子显微镜进行TEM分析(加快电压为200kV)，其当选取MTP-1型双喷电解减薄仪制备TEM样品:双喷减薄液配方600mL甲醇、350mL正丁醇、50mL高氯酸，电压20.5V，电流60~80mA，温度-35~-30℃。！！！

2了局与会商

2.1陆续升温的热膨胀行为

资料在θ温度时的热线膨胀系数可暗示为

式中:a为温度T时的线膨胀系数; L 0 和L别离为温度为 0  °C和 θ时的样品长度。！！！６ L 0    ΔL 求温度 θ的微分，可得到如图2所示的热膨胀微分曲线:

热膨胀微分曲线可直观反映分歧温度下合金的宏观体积变动法规[14]:以曲线安稳阶段为基准(图2中虚线所示)，向上偏离基准形成的波峰以及向下偏离基准形成的波谷均对应于可能产生相变的温度区间。！！！

从图2中能够发现，随着升温速度的加快，波峰和波谷区间总体上向高温区偏移，批注相变温度逐步升高。！！！＝骂押辖鹪谏鹿讨胁 ω iso 析出、β→α等相变行为重要受热激活扩散机制节制[9]，相变通过能量升沉和浓度升沉进行。！！！Ｔ诼叫鹿讨，升温速度越快，赐与溶质原子迁徙的弛豫功夫越短，为此必要更高的温度以达到相变所需激活能，进而导致相变温度逐步升高。！！！

以1℃/min的升温速度为例，具体分析Ti55531合金在陆续升温过程中的热膨胀行为(如图3所示)。！！！４油3中可观察到:在192~347℃区间(AB段)热膨胀曲线产生初次收缩，其DTD曲线谷值温度为305℃;在347~376℃区间(BC段)热膨胀曲线再次产生小幅度收缩，微分曲线峰值温度为355℃;在409~648℃区间(DE段)热膨胀曲线产生第三次收缩，其收缩幅度大于AB段和BC段，热膨胀微分曲线谷值温度为566℃;在648~831℃区间(EF段)，热膨胀曲线产生膨胀，热膨胀微分曲线峰值温度为676℃;热膨胀曲线在高于831℃后呈直线上升。！！！；；谏鲜鼍跋，能够确定特点温度区间为192~347℃、347~376℃、409~648℃和648~831℃。！！！

2.2 XRD分析

为了明确图3所示分歧温度区间内可能产生的相变行为，图4所示为初始组织以及以1℃/min升至分歧特点温度、经水淬后所得组织的XRD谱。！！！３跏甲橹腦RD谱显示，β相为重要基体相，并且含有少量w相，其中(211)β面和(300)面、(200)β面和(201)面重合。！！！Ｆ揪萦泄刈暄衃15]，近β钛合金在淬火过程中，部门β会通过晶格切变转变为w，因而，w相普遍存在于β基体中。！！！＜尤戎305℃(192~347℃区间)时，所得组织的XRD谱中存在(110)β、(200)β、(211)β、(201)(300)等与初始组织类似的衍射峰。！！！５3所示热膨胀行为显示，合金在305℃(192~347℃区间)产生了体积收缩(如图3中AB段所示)，即应有比热容较小的新相析出，必要通过显微观察分析加以确认。！！！

加热至355℃(347~376℃区间)时，能够观察到较弱的(100)a、(102)a、(110)a衍射峰别离于2θ为35°、53°和63°左近出现，批注355℃有少量a析出。！！！４縏i中a→β转变会引起0.17%的体积收缩[16]，即a析出导致宏观体积膨胀，但事实上热膨胀曲线显示347~376℃区间产生小幅收缩(如图3中BC段所示)，该异常景象应该与Ti55531的合金个性有关，同样必要结合显微观察进行明确。！！！

进一步加热至566℃(409~648℃区间)，(100)a、(102)a、(110)a衍射峰加强，且(110)a衍射峰分化出(002)a和(101)a衍射峰，批注β→a转变加剧，a相含量增长。！！！４送，比力566℃态与初始状态的XRD谱发现，(110)、(200)、(211)衍射峰向大角度偏移，偏移水平由大到小顺次为(211) ) β 、(200)_\beta、(110),\beta,衍射峰向大角度偏移批注该温度下 β相晶格产生了收缩[17]。！！！＆隆鷄转变过程中，β不变元素在β相中富集，引起 β相晶格收缩，同时 α相晶格变动相对于 β相晶格的变动则可忽略不计[18]，因而，陪伴着a相的析出，合金的热膨胀行为在宏观体积上阐发为收缩(如图3中DE段所示)。！！！

对于676℃(648~831℃区间)形成的组织，a相衍射峰强度减弱，即产生a回溶(a→β转变)，阐发为宏观体积膨胀(如图3中EF段所示)。！！！

综上所述，难以通过XRD明确合金在192~347℃区间的收缩行为和347~376℃区间的膨胀行为，为此必要结合显微分析加以揭示。！！！

2.3显微组织分析

图5给出了升至分歧温度形成的显微结构，用于进一步明确陆续升温过程中的物相演变行为。！！！Ｔ诔跏甲橹，大量尺寸小于6~7nm的相弥散散布于β基体内，且w相衍射斑出现显著的漫散射(见图5(a))，批注该 ω相为 ω ath   [19]。！！！９赜诮 β钛合金中 ω ath 的形成机制目前已有较为成熟的理论模型[9]，即在β固溶→水淬过程中，β相{111}β晶面簇中的一个晶面向中央地位塌陷，而相邻其他晶面维持不变，进而形成 ω ath 。！！！Ｓ捎 ω ath 在热力学上是不不变的 [15]，将初始组织加热至190℃后， ω ath 含量显著削减，且 ω ath 衍射斑更为：：(见图5(b))。！！！

加热至305℃(192~347℃区间)时， ω衍射斑较190℃时反而变得更为清澈，即产生β→wo转变，且 ω iso 弥散散布于β基体内，其直径略大于 ω ath 的(见图5(c))。！！！ＭǔＲ晕， ω iso 与 ω ath 拥有一样的结构(HCP结构)[9]，比热容小于β相(BCC结构)的，因而，β→o转变导致合金宏观体积收缩(如图 3中 AB段所示)。！！！i55531合金中各溶质原子与Ti原子半径差较小，属低错配度系统，界面能对析出相描摹的影响大于弹机能的[20]， ω iso 析出描摹以椭圆为主。！！！Ｄ壳，关于 ω iso 形成机制普遍以为是受热激活扩散节制，由亚不变 β内产生溶质原子贫化转变形成[15]。！！！

在355℃(347~376℃区间)，长约10nm、宽约5 nm的短棒a以互成90°的关系在β基体内均匀弥散析出(β→a转变)，并且椭圆 ω iso 的含量较305℃时显著削减(见图5(d))，即 ω iso 产生大幅回溶 (ω iso  →  β转变)。！！！Ｔ谏鲜鱿啾涔讨，β比容较 ω iso 大， ω iso  →  β将引起体积膨胀，但同时产生β→a转变，由于β不变元素的扩散迁徙引起β晶格收缩[18]，因而，总体阐发出的合金宏观体积收缩重要由β晶格收缩引起(如图3中热膨胀曲线BC段所示)。！！！Ｄ壳，关于对a的析出作用重要有两种概念:1)a相在β/ω相界或相界左近位错突台处形核，进而向β和ω内长大[21];2)α相通过位移机制在ω相内形核并长大，二者维持(21 0)//(002)的位向关系，即二者c轴相互垂直[22]。！！！６5(d)所示a互成90°析出的景象批注， ω iso 对a的析出作用机制切合a相直接在a相内析出长大的概念。！！！

在409~648℃区间，将温度升高至415℃，β晶内的针状a析出量显著增多，针长增长至0.1~0.3μm时，β晶界地位也陆续析出宽约0.3μm的a相(见图5(e))，批注a相在409~648℃区间析出的生长期较短。！！！Ｕ胱 a通过(1 1 2)β与(112)β别离在[11 1]β及[11\overline{1}]方向滑移形成，与β母相维持严格的伯格斯位向关系[15]。！！！３中尤戎630℃时，a含量进一步增长，尺寸增至长1~2μm、宽0.3μm，并且陆续散布在β晶界地位的a相也宽化至0.7~0.8μm(见图5(f))。！！！？？？杉，在409~648℃区间重要产生β→a转变，且其转变水平随着温度的升高而加剧。！！！

加热至700℃(648~831℃)时，含量较630℃有所降落，即产生a→β回溶转变，β晶内的a产生球化(见图5(g))。！！！１鸬，图5(g)还显示β晶界地位的a窄化，β晶界左近1~2μm领域内的a优先于β晶内a回溶隐没，即a→β转变优先在晶界左近产生，凭据文件报道, β晶界处 α不变元素易产生偏析, β不变元素贫化，从而导致晶界左近β不变元素富集，因而，晶界左近的a优先回溶[23]。！！！３中858℃时，a相回溶殆尽，转变为全β组织(见图5(h))，a→β转变实现。！！！

凭据以上分析，能够齐全地确定Ti55531在1℃/min陆续升温过程中的相变序列。！！！１2所列为分歧特点温度区间内产生的相转变行为及合金宏观体积变动。！！！

2.4 a→β转变热激活能

a相作为钛合金中最重要的强化相，其特点决定了钛合金的力学机能。！！！Ｔ谌却χ霉讨，通过在a+β两相区内节制a的回溶和析出行为，能够实现a含量、描摹、尺寸等特点的针对性调控。！！！Ｈ燃せ钅苁瞧拦

a→β转变的重要热力学参数。！！！６杂诼叫氯扰蛘褪匝，在选取某一升温速度时，测得热膨胀微分曲线波峰、波谷对应的温度点与相转变速度最高的温度点吻合[11],进而能够利用 Kissinger步骤推算相变热激活能。！！！１咀暄醒∪ Kissinger步骤推算了 α →  β转变时的热激活能,有关推算公式如下 [24]:

式中: T为转变温度; ?为加热速度; C为积分常数;E为热激活能; R为摩尔气体常数。！！！６ ln (T 2/?) ?  1/T进行线性回归(如图 6所示),可得到 α →  β转变热激活能为188.04kJ/mol。！！！

表2以1℃/min速度升温过程中各温度区间的相转变行为

Table 2 Phase transformation behavior at different temperature ranges with heating rate of 1  °C/min

3、结论

1)通过热膨胀、X射线衍射和显微组织分析，确定了Ti55531钛合金在陆续升温过程中的相变序列为ω  ath  →  β;  β →  ω iso ;  ω iso  →  α +  β、 β →  α;  β →  α;  α →  β。！！！

2)Ti55531合金在升温过程中随着升温速度的加快,相变温度逐步升高。！！！Ｆ渲性 1  °C/min的升温速度下相变温度区间:低于 192  °C,产生 ω ath  →  β转变;192 ～  347  °C时,产生 β →  ω iso 转变; 347 ～  376  °C时,产生 ω iso  →  α +  β和 β →  α转变; 409 ～  648 °C时,产生 β →  α转变; 648 ～831 °C时，产生 α →  β转变;至 831 °C时，转变为全 β组织。！！！

3)通过推算,得到 Ti55531合金 α →  β转变的热激活能为 188.04 kJ/mol。！！！

参考文件

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（注，原文标题：：Ti55531合金陆续升温过程的相变行为_王广楠）