鈦合金因強度高、質量輕和耐腐蝕等特點，在航空航天領域得到廣泛應用，其中最典型的代表是Ti- 6A1-4V合金，該合金是中等強度α+β兩相鈦合金，由于它具有良好的綜合性能，被廣泛用來制造航空 航天所需的棒材、絲材、鍛件、板材和型材等[1，2]，使得該合金在航空航天領域的使用量占全部鈦合 金的75%?85%。在航空緊固件方面，由于Ti-6Al-4V具有高的比強度和與復合材料電位相近的特性，因 而該材料近50多年來一直被世界航空緊固件行業(yè)廣泛采用，以替代合金鋼和鎳基合金緊固件[3]，作為 鈦合金和復合材料構件之間連接的首選緊固件材料。然而，Ti-6A1-4V由于受自身特性的限制，在緊固 件的使用上存在兩個方面的問題[4]:(1)強度限制，抗拉強度最高使用級別只能達到1100MPa;(2)尺寸限 制，由于淬透性不足，其最大可使用尺寸為19mm;因此，隨著航空飛行器對減重、可靠性和長壽命要求 的不斷提高，急需尋求能突破上述兩方面限制的新型鈦合金緊固件材料，以滿足主承力結構的性能需求 。

近年來，隨著鈦合金材料技術的進步，比Ti-6Al-4V合金性能更優(yōu)的新型高強高韌抗疲勞型鈦合金材料 不斷得到開發(fā)和應用，其中最典型的代表是Ti-5553合金。該合金是俄羅斯與法國空客公司聯合開發(fā)的 一種新型高強高韌近β鈦合金[5]，它兼具α+β鈦合金和β型鈦合金的特點，在退火狀態(tài)下的抗拉強度 可達1080MPa，采用固溶時效熱處理后，其抗拉強度可超過1500MPa，具有較好的強韌性匹配。該合金與 Ti-6A1-4V合金相比具有淬透性好、強度高和斷裂韌度好等優(yōu)點[6-9]，已成功應用于空客A380飛機的機 翼和發(fā)動機掛架之間的連接。

國外目前針對Ti-5553合金的報道主要集中在鍛件和板材等方面的應用[10-13]，而關于Ti-5553合金棒 絲材以及緊固件制造工藝方面的文獻報道并不多見，只有Alcoa公司聯合TIMET公司開發(fā)了航空緊固件用 Ti-5553鈦合金10.66mm棒絲材TIMET-AL555[4]，所采用熱處理工藝為799?832℃固溶20min(水淬或空冷 ）+565?621℃時效8h[9]。在此基礎上，Alcoa公司采用該絲材研制出了AERO-LITE?規(guī)格為7/16的抗剪 型沉頭高鎖螺栓[9]，經評估高鎖螺栓各項性能指標均超過1240MPa緊固件性能要求。

國內針對Ti-5553鈦合金棒絲材以及緊固件研制方面的研究剛剛起步，本工作主要針對中科院金屬所開 發(fā)的6mm航空緊固件用Ti-5553鈦合金絲材，結合緊固件制造工藝需求，利用光學顯微鏡（OM)、掃描電 鏡(SEM)、透射電鏡(TEM)等研究該絲材在熱處理過程中的組織結構演變及其對力學性能的影響，從而確 定最優(yōu)熱處理制度。

1、實驗材料與方法

本實驗用材料為退火態(tài)φ6mm Ti-5553棒料，其名義成分為Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-0.6Fe，具體如表1所示 ，其相變點約為845℃。對Ti-5553棒材進行固溶和時效熱處理，并按照HB5143—1996加工成拉伸試樣， 如圖1所示。在Z100電子萬能材料試驗機上進行拉伸性能檢測。采用DM6000M金相顯微鏡、Quan- ta250FEG場發(fā)射環(huán)境掃描電子顯微鏡和JEM-200CX透射電鏡進行顯微組織觀察，采用ZeissSUPRA55型掃 描電子顯微鏡進行斷口形貌分析。

采用傳統(tǒng)的金相學試樣制備方法，將圓柱試樣沿橫向剖開，高度截取5mm，制成金相試樣。依次經過 180,500,800,1200目的SiC砂紙機械研磨后，使用0.04μm粒度的二氧化硅膠體溶液多次短時重復進行拋 光。將光潔的試樣表面浸人Kroll's腐蝕液中進行浸蝕，約5s后取出待用，進行顯微組織觀察。透射電 鏡觀察試樣則需要先將圓柱試樣沿高度方向截取100?200μm的薄片，然后用500,800,1200目的SiC砂紙 手工磨光至厚度80μm，再經過機械減薄和電解雙噴制成透射電鏡樣品。

2、結果與分析

2.1固溶溫度對Ti-5553絲材組織和性能的影響

圖2給出了在不同溫度下(715?815℃)固溶處理1.5h+水淬后的Ti-5553合金組織?？梢钥闯觯讦?β隨 著固溶溫度的升高，材料的塑性逐漸提高隨著固溶溫度的升高，材料的塑性逐漸提高β兩相區(qū)間固溶后 的Ti-5553合金的金相組織為等軸初生α+β相組成的雙態(tài)組織結構，沒有明顯可見的晶界。隨著固溶溫 度的升高，初生α相被吞噬、含量逐漸減少，β相逐漸增大。由此可見，固溶溫度直接影響Ti-5553合 金組織內的初生α相和β相的含量與分布。β相為體心立方結構，相較于α相強度低、塑性好，因而， 隨著固溶溫度的升高，材料的塑性逐漸提高[14]。

圖3是對應的拉伸性能檢測結果，實際檢測抗拉強度為1000?l058MPa，伸長率為16%?22%，斷面收縮率 為53%?59%。可以看出，隨著固溶溫度升高，在800℃以下時，材料的抗拉強度、伸長率和斷面收縮率 總體來說呈下降趨勢；而在800℃以上時，材料的抗拉強度下降，伸長率和斷面收縮率升高。這與圖2的 組織檢測結果相對應。從715?800℃，隨著固溶溫度的升高，β相緩慢增大，同時初生α相含量逐漸減 少。815℃時，初生α相含量大幅減少，β相的尺寸和體積分數均升高，合金強度明顯降低，而伸長率 和斷面收縮率出現了升高現象。

由于Ti-5553鈦合金的初生α相和β相的含量與分布對合金的力學性能起著至關重要的作用，為了時效 后獲得次生a相，同時保留一^定含量的初生α相。航空緊固件用Ti-5553鈦合金的固溶溫度應選擇以下 為宜，這樣可以確保組織中留有足夠的β相，從而時效時在β相中有大量次生α相析出，獲得需要的尚 強度α同時，初生α相的存在可以獲得一定的塑韌性。圖4(a)，（b)為試樣經715℃，1.5h固溶處理+水 淬后的Ti-5553合金透射電鏡照片，圖4(c)為試樣經815℃，1.5h固溶處理+水淬后的Ti-5553合金透射電 鏡照片。由圖4(a)，（b)可見715℃固溶處理后的合金，α+β相分布致密，兩相中仍含有一定量的形變 孿晶和位錯塞積。由圖4(c)可以觀測到815℃固溶處理后的合金內部位錯相較于715℃固溶處理的組織而 言，位錯及孿晶大量減少。這表明隨著溫度的升高，β相長大，大量位錯及孿晶經回復過程后消失，導 致Ti-5553合金強度降低。

2.2時效溫度對Ti-5553絲材組織和性能的影響

圖5為Ti-5553鈦合金經810℃，1.5h固溶處理，然后在不同溫度下時效處理10h空冷后的組織?？梢钥闯? ，固溶時效后的組織形態(tài)為初生a+β轉變組織，原始β相、初生α相的體積分數對時效溫度不敏感。 時效后在β晶界和晶內析出α相，500℃以下固溶時，晶界α尺寸極小，幾乎不可見。500℃以上固溶時 ，晶界α粗化明顯。

從高倍組織照片(圖6)可以看出，無論是晶界α，變得越來越粗大。將不同溫度下的次生α相進行對還 是晶內的針片狀次生α相，都隨著時效溫度的升高比，可以看到，在各個溫度下次生α相以有規(guī)律的交 叉方式分布于β相基體中。以上表明次生α相與β基體遵循Burgers位向關系[15—18]:(110)β/(0002) α，[l11]β//[ll20)]α，不同方向交叉的板條，源于平行于母相不同（110)晶面的α相變體。隨著時 效溫度的升高，次生α相逐漸粗化，500℃以上時更為明顯。近β型鈦合金的強化主要依賴于α相的析 出，因此，次生α相的尺寸變化將對力學性能產生重要影響。

圖7顯示了不同時效溫度下合金的拉伸力學性能。經時效后，Ti-5553合金的抗拉強度為1410?1580MPa ，伸長率達14.8%，斷面收縮率為38.6%?？梢钥闯?，固溶溫度相同的情況下，隨著時效溫度的增加，材 料的抗拉強度下降。這顯然與次生α相的粗化有關。而伸長率和斷面收縮率隨著時效溫度的升尚，先升 高后下降。這表明伸長率等塑性指標受兩方面因素控制：一方面隨著次生α相粗化，強度降低，位錯易 開動，從而塑性增加。另一方面，晶界α的出現則會導致由晶界軟化而引起應力集中，使變形趨向于集 中在晶界處，從而導致伸長率下降。次生α相及晶界α兩者作用的競爭，導致伸長率先升后降。通過實 驗可得，滿足1240MPa級Ti-5553鈦合金緊固件的最佳熱處理制度為810?820℃固溶處理1.5h，水淬+510 ℃時效l0h，空冷。

2.3拉伸斷口形貌分析

圖8為Ti-5553合金經固溶處理和固溶時效處理后的試樣拉伸斷口掃描電鏡照片，可以看出兩種熱處理狀 態(tài)下的試樣斷口，均為典型的杯錐狀斷口，符合金屬光滑試樣室溫拉伸宏觀斷口特征。斷口均由纖維區(qū) 和剪切唇區(qū)組成，纖維區(qū)位于斷口的中央，是材料處于平面應變狀態(tài)下發(fā)生的斷裂，呈粗糙的纖維狀。 斷口顯示沒有明顯的放射區(qū)，Ti-5553合金拉伸開裂的方式為由平面應變控制的正斷型斷裂，表明材料 塑性良好。從宏觀上看，經時效處理后的試樣斷口纖維區(qū)明顯大于只經固溶處理后的試樣。測量顯示， 固溶處理的試樣拉伸斷口纖維區(qū)斷面直徑平均約為1mm，經時效處理后的試樣斷口纖維區(qū)斷面直徑平均 約為1.3mm。經時效處理后的試樣斷口纖維區(qū)面積約為固溶處理的1.7倍。固溶處理的試樣拉伸斷口剪切 唇區(qū)平均為370μm，時效處理后的試樣斷口剪切唇區(qū)略大于固溶處理后的試樣，平均為385μm?？梢娊? 時效處理后，由于次生α相的強化及晶界α的出現，塑性明顯下降。

圖9為固溶處理和固溶時效處理后的拉伸斷口纖維區(qū)的微觀組織，兩種狀態(tài)下的材料斷口都存在明顯的 韌窩。固溶狀態(tài)下的韌窩為等軸狀，這是由于固溶狀態(tài)的初生α及β相為等軸組織，正應力作用下等軸 位錯在最大切應力滑移面上開動形成空洞，最終經滑移分離形成近似圓形的等軸韌窩。經時效處理后的 纖維區(qū)韌窩顯示為剪切和正韌窩的混合，這是因為時效處理后的合金組織由初生α相和β轉變組織組成 。初生α相由于不含析出物，因而強度較低。β轉變組織中的大量次生α相析出造成β轉變組織強度較 高，但在α晶界處較低。強度低處，例如初生α相，在正應力作用下斷裂并形成正韌窩。而當原始β晶 界面與局部最大剪應力方向一致時，較軟的晶界α區(qū)域將會以剪切方式沿晶界方向開裂，形成立體感較 強的巖石狀纖維區(qū)斷口形態(tài)，并在斷面上形成明顯的剪切韌窩。

將兩種熱處理狀態(tài)的纖維區(qū)進行比較，發(fā)現固溶態(tài)試樣的韌窩平均直徑和深度明顯大于時效態(tài)的試樣。 兩種狀態(tài)的相同材料試樣，加載速率與斷裂條件相同，說明固溶狀態(tài)的材料塑性大于固溶時效狀態(tài)的材 料塑性。韌窩大而深的固溶態(tài)合金，位錯不塞積。 韌窩小而淺的時效態(tài)合金，變形發(fā)生在局部，容易發(fā)生位錯塞積。大量的位錯間相互作用以及位錯與晶 界間的相互作用，產生應力集中，造成材料硬化。

3、結論

(1)Ti-5553合金在715?815℃范圍內進行固溶處理時，隨著固溶溫度的升高，其組織中初生α相含量減少，而β相尺寸和體積分數不斷增大，材料的 抗拉強度逐漸降低。固溶處理時大量位錯及孿晶隨著溫度的升高逐漸消失，導致材料強度的降低。

(2)為滿足1240MPa級航空緊固件的性能要求，Ti-5553合金的固溶溫度應選擇Tβ以下，組織中留有足夠 的β相，從而時效時在β相中有大量次生《相析出，獲得需要的高強度。同時，保留一定含量的初生α 相，以便獲得良好的塑韌性。

(3)經810℃，1.5h固溶水淬，然后在不同溫度時效l0h，空冷至室溫后，Ti-5553合金組織形態(tài)為初生 a+P轉變組織，時效后的β晶界上析出晶界α，晶內析出次生α相。隨著時效溫度的升高，晶界α和次生α相逐漸粗化，抗拉強度逐漸降低，而伸長率和斷面收縮率先升高后下降。Ti-5553合金的強化主要依賴于α相的析出，次生《相的尺寸變化對材料的力學性能產生重要影響。

(4)適合1240MPa級Ti-5553合金緊固件的熱處理制度為：810?820℃固溶處理1.5h，水淬+510℃時效l0 h，空冷。此熱處理制度下材料抗拉強度可達1500MPa，伸長率可達14.8%，斷面收縮率為38.6%。

(5)Ti-5553合金在固溶和時效態(tài)的拉伸斷口均存在明顯的韌窩，但是由于時效態(tài)次生α相的形成，導致 兩種韌窩形態(tài)有所不同：固溶態(tài)為等軸韌窩，而時效態(tài)為剪切和正韌窩的混合。時效態(tài)斷口的纖維區(qū)和 剪切唇區(qū)均大于固溶態(tài)，且韌窩的直徑和深度明顯小于固溶態(tài)；因此，時效態(tài)材料強度提高，塑性降低 。

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收稿日期：2016-02-03;修訂日期：2016-ll-02

通訊作者：趙慶云（1969—），女，碩士，研究員，主要從事航空緊固件的開發(fā)和長壽命機械連接技術 研究工作，聯系地址：北京市340信箱109 室（100024)，E-mail:zhaoqybj@163.com

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