航空緊固件用Ti-5553合金的組織和性能

趙慶云，由 洋，王立東，董利民，劉風(fēng)雷

(1 中航工業(yè)北京航空制造工程研究所 機(jī)械連接技術(shù)研究室，北京 100024；2 中航工業(yè)北京航空制造工程研究所 理化檢測(cè)中心，北京 100024；3 中國(guó)科學(xué)院 金屬研究所，沈陽(yáng)110016)

航空緊固件用Ti-5553合金的組織和性能

趙慶云1，由 洋2，王立東1，董利民3，劉風(fēng)雷1

(1 中航工業(yè)北京航空制造工程研究所 機(jī)械連接技術(shù)研究室，北京 100024；2 中航工業(yè)北京航空制造工程研究所 理化檢測(cè)中心，北京 100024；3 中國(guó)科學(xué)院 金屬研究所，沈陽(yáng)110016)

采用掃描電鏡和透射電子顯微鏡研究不同熱處理制度對(duì)Ti-5553高強(qiáng)鈦合金顯微組織與力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明：在(α+β)兩相區(qū)進(jìn)行固溶處理時(shí)，隨著固溶溫度的升高，Ti-5553合金組織中的初生α相含量逐漸減少，β相的尺寸和體積分?jǐn)?shù)均增加，合金強(qiáng)度逐漸降低。時(shí)效后β基體發(fā)生轉(zhuǎn)變，晶界和晶內(nèi)析出大量次生α相。次生α相的尺寸對(duì)力學(xué)性能產(chǎn)生重要影響，隨著時(shí)效溫度的升高，次生α相逐漸粗化，導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度逐漸下降。1240MPa級(jí)航空緊固件用Ti-5553的固溶溫度應(yīng)選擇Tβ以下，使組織中留有足夠的β相，從而時(shí)效時(shí)在β相中有大量次生α相析出，獲得需要的高強(qiáng)度。同時(shí)，保留一定含量的初生α相，以便獲得良好的塑韌性。經(jīng)810～820℃，1.5h，水淬+510℃，10h，空冷熱處理后，合金可以獲得較好的綜合性能，抗拉強(qiáng)度達(dá)1500MPa，伸長(zhǎng)率達(dá)14.8%，斷面收縮率為38.6%。固溶和時(shí)效態(tài)的拉伸斷口均存在大量韌窩，材料具有良好的塑韌性。

高強(qiáng)鈦合金；緊固件；Ti-5553；顯微組織；力學(xué)性能

Abstract： The effect of heat treatment on microstructure and mechanical properties of Ti-5553 alloy was investigated by scanning electron microscopy (SEM) and transmission electron microscopy (TEM). The results show that when the alloy is treated in α+β phase zone, tensile strength decreases with raising solution temperature due to decreasing the content of primary α-phase and increasing the size and volume fraction of β phase. A lot of secondary α-phase precipitates from grain boundary and intragranular with β phase transformation during aging treatment. The size of secondary α-phase has significant influence on tensile strength, secondary α-phase coarsens gradually with the increase of aging temperature, resulting in the decrease of tensile strength. It is suggested that for 1240MPa aerospace fasteners the solution temperature of Ti-5553 should be underTβ, thus adequate β phase, where a lot of secondary α phase precipitates from, is good for the required high strength. Meanwhile, a certain percentage of primary α-phase is kept for acquiring good ductility and toughness. After solution treatment at 810-820℃ for 1.5h, water quenching plus aging at 510℃ for 10h, Ti-5553 shows a better mechanical property with tensile strength 1500MPa, elongation 14.8% and reduction of cross-section area 38.6%. Lots of dimples can be found in tensile fracture after solution treatment and solution+aging treatment, which demonstrate Ti-5553 with good ductility and toughness.

Keywords：high-strength titanium alloy;fastener;Ti-5553;microstructure;mechanical property

鈦合金因強(qiáng)度高、質(zhì)量輕和耐腐蝕等特點(diǎn)，在航空航天領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用，其中最典型的代表是Ti-6Al-4V合金，該合金是中等強(qiáng)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(lái)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(lǐng)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(qiáng)度和與復(fù)合材料電位相近的特性，因而該材料近50多年來(lái)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(fù)合材料構(gòu)件之間連接的首選緊固件材料。然而，Ti-6Al-4V由于受自身特性的限制，在緊固件的使用上存在兩個(gè)方面的問(wèn)題[4]：(1)強(qiáng)度限制，抗拉強(qiáng)度最高使用級(jí)別只能達(dá)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(duì)減重、可靠性和長(zhǎng)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(jié)構(gòu)的性能需求。

近年來(lái)，隨著鈦合金材料技術(shù)的進(jìn)步，比Ti-6Al-4V合金性能更優(yōu)的新型高強(qiáng)高韌抗疲勞型鈦合金材料不斷得到開(kāi)發(fā)和應(yīng)用，其中最典型的代表是Ti-5553合金。該合金是俄羅斯與法國(guó)空客公司聯(lián)合開(kāi)發(fā)的一種新型高強(qiáng)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(diǎn)，在退火狀態(tài)下的抗拉強(qiáng)度可達(dá)1080MPa，采用固溶時(shí)效熱處理后，其抗拉強(qiáng)度可超過(guò)1500MPa，具有較好的強(qiáng)韌性匹配。該合金與Ti-6Al-4V合金相比具有淬透性好、強(qiáng)度高和斷裂韌度好等優(yōu)點(diǎn)[6-9], 已成功應(yīng)用于空客A380飛機(jī)的機(jī)翼和發(fā)動(dòng)機(jī)掛架之間的連接。

國(guó)外目前針對(duì)Ti-5553合金的報(bào)道主要集中在鍛件和板材等方面的應(yīng)用[10-13]，而關(guān)于Ti-5553合金棒絲材以及緊固件制造工藝方面的文獻(xiàn)報(bào)道并不多見(jiàn)，只有Alcoa公司聯(lián)合TIMET公司開(kāi)發(fā)了航空緊固件用Ti-5553鈦合金10.66mm棒絲材TIMETAL555[4]，所采用熱處理工藝為799～832℃固溶20min(水淬或空冷)+565～621℃時(shí)效8h[9]。在此基礎(chǔ)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(jīng)評(píng)估高鎖螺栓各項(xiàng)性能指標(biāo)均超過(guò)1240MPa緊固件性能要求。

國(guó)內(nèi)針對(duì)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(duì)中科院金屬所開(kāi)發(fā)的6mm航空緊固件用Ti-5553鈦合金絲材，結(jié)合緊固件制造工藝需求，利用光學(xué)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(guò)程中的組織結(jié)構(gòu)演變及其對(duì)力學(xué)性能的影響，從而確定最優(yōu)熱處理制度。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

本實(shí)驗(yàn)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(diǎn)約為845℃。對(duì)Ti-5553棒材進(jìn)行固溶和時(shí)效熱處理，并按照HB 5143-1996加工成拉伸試樣，如圖1所示。在Z100電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸性能檢測(cè)。采用DM6000M金相顯微鏡、Quanta250FEG場(chǎng)發(fā)射環(huán)境掃描電子顯微鏡和JEM-200CX透射電鏡進(jìn)行顯微組織觀察，采用Zeiss SUPRA 55型掃描電子顯微鏡進(jìn)行斷口形貌分析。

表1 Ti-5553合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of the Ti-5553 alloy (mass fraction/%)

采用傳統(tǒng)的金相學(xué)試樣制備方法，將圓柱試樣沿橫向剖開(kāi)，高度截取5mm，制成金相試樣。依次經(jīng)過(guò)180，500，800，1200目的SiC砂紙機(jī)械研磨后，使用0.04μm粒度的二氧化硅膠體溶液多次短時(shí)重復(fù)進(jìn)行拋光。將光潔的試樣表面浸入Kroll’s腐蝕液中進(jìn)行浸蝕，約5s后取出待用，進(jìn)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(jīng)過(guò)機(jī)械減薄和電解雙噴制成透射電鏡樣品。

圖1 拉伸試樣示意圖Fig.1 Diagram of tension test sample

2 結(jié)果與分析

2.1 固溶溫度對(duì)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?，在α+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(jié)構(gòu)，沒(méi)有明顯可見(jiàn)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(jiàn)，固溶溫度直接影響Ti-5553合金組織內(nèi)的初生α相和β相的含量與分布。β相為體心立方結(jié)構(gòu)，相較于α相強(qiáng)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2 不同固溶溫度下Ti-5553合金的顯微組織(a)715℃；(b)730℃；(c)760℃；(d)800℃；(e)815℃Fig.2 Microstructures of Ti-5553 alloy at different solution temperatures(a)715℃；(b)730℃；(c)760℃；(d)800℃；(e)815℃

圖3是對(duì)應(yīng)的拉伸性能檢測(cè)結(jié)果，實(shí)際檢測(cè)抗拉強(qiáng)度為1000～1058MPa，伸長(zhǎng)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(shí)，材料的抗拉強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率和斷面收縮率總體來(lái)說(shuō)呈下降趨勢(shì)；而在800℃以上時(shí)，材料的抗拉強(qiáng)度下降，伸長(zhǎng)率和斷面收縮率升高。這與圖2的組織檢測(cè)結(jié)果相對(duì)應(yīng)。從715～800℃，隨著固溶溫度的升高，β相緩慢增大，同時(shí)初生α相含量逐漸減少。815℃時(shí)，初生α相含量大幅減少，β相的尺寸和體積分?jǐn)?shù)均升高，合金強(qiáng)度明顯降低，而伸長(zhǎng)率和斷面收縮率出現(xiàn)了升高現(xiàn)象。

圖3 不同固溶溫度下Ti-5553合金的拉伸性能Fig.3 Tensile property of Ti-5553 alloy at different solution temperatures

由于Ti-5553鈦合金的初生α相和β相的含量與分布對(duì)合金的力學(xué)性能起著至關(guān)重要的作用，為了時(shí)效后獲得次生α相，同時(shí)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(yīng)選擇Tβ以下為宜，這樣可以確保組織中留有足夠的β相，從而時(shí)效時(shí)在β相中有大量次生α相析出，獲得需要的高強(qiáng)度。同時(shí)，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(jīng)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(jīng)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(jiàn)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(cuò)塞積。由圖4(c)可以觀測(cè)到815℃固溶處理后的合金內(nèi)部位錯(cuò)相較于715℃固溶處理的組織而言，位錯(cuò)及孿晶大量減少。這表明隨著溫度的升高，β相長(zhǎng)大，大量位錯(cuò)及孿晶經(jīng)回復(fù)過(guò)程后消失，導(dǎo)致Ti-5553合金強(qiáng)度降低。

圖4 試樣經(jīng)固溶處理后的TEM像(a),(b)固溶溫度為715℃;(c)固溶溫度為815℃Fig.4 TEM images of samples after solution treatment(a),(b)solution treatment at 715℃;(c)solution treatment at 815℃

2.2 時(shí)效溫度對(duì)Ti-5553絲材組織和性能的影響

圖5為Ti-5553鈦合金經(jīng)810℃，1.5h固溶處理，然后在不同溫度下時(shí)效處理10h空冷后的組織?？梢钥闯觯倘軙r(shí)效后的組織形態(tài)為初生α+β轉(zhuǎn)變組織，原始β相、初生α相的體積分?jǐn)?shù)對(duì)時(shí)效溫度不敏感。時(shí)效后在β晶界和晶內(nèi)析出α相，500℃以下固溶時(shí)，晶界α尺寸極小，幾乎不可見(jiàn)。500℃以上固溶時(shí)，晶界α粗化明顯。

圖5 Ti-5553合金經(jīng)810℃，1.5h固溶，水淬+不同溫度時(shí)效10h，空冷后的組織形態(tài)(a)470℃時(shí)效;(b)490℃時(shí)效;(c)510℃時(shí)效;(d)530℃時(shí)效Fig.5 Microstructures of Ti-5553 alloy after 810℃ for 1.5h solution+aging treatment at different temperatures for 10h(a)aging at 470℃;(b)aging at 490℃;(c)aging at 510℃;(d)aging at 530℃

圖6 Ti-5553合金經(jīng)810℃，1.5h固溶，水淬+不同溫度時(shí)效10h，空冷后的高倍組織(a)470℃時(shí)效;(b)490℃時(shí)效;(c)510℃時(shí)效;(d)530℃時(shí)效Fig.6 High magnification microstructures of Ti-5553 alloy after 815℃ for 1.5h solution+aging treatment at different temperatures for 10h(a)aging at 470℃;(b)aging at 490℃;(c)aging at 510℃;(d)aging at 530℃

圖7顯示了不同時(shí)效溫度下合金的拉伸力學(xué)性能。經(jīng)時(shí)效后，Ti-5553合金的抗拉強(qiáng)度為1410～1580MPa，伸長(zhǎng)率達(dá)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(shí)效溫度的增加，材料的抗拉強(qiáng)度下降。這顯然與次生α相的粗化有關(guān)。而伸長(zhǎng)率和斷面收縮率隨著時(shí)效溫度的升高，先升高后下降。這表明伸長(zhǎng)率等塑性指標(biāo)受兩方面因素控制：一方面隨著次生α相粗化，強(qiáng)度降低，位錯(cuò)易開(kāi)動(dòng)，從而塑性增加。另一方面，晶界α的出現(xiàn)則會(huì)導(dǎo)致由晶界軟化而引起應(yīng)力集中，使變形趨向于集中在晶界處，從而導(dǎo)致伸長(zhǎng)率下降。次生α相及晶界α兩者作用的競(jìng)爭(zhēng)，導(dǎo)致伸長(zhǎng)率先升后降。通過(guò)實(shí)驗(yàn)可得，滿足1240MPa級(jí)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(shí)效10h，空冷。

圖7 時(shí)效溫度對(duì)Ti-5553合金拉伸性能的影響Fig.7 Effect of aging temperature on tensile properties of Ti-5553 alloy

2.3 拉伸斷口形貌分析

圖8 Ti-5553合金的宏觀拉伸斷口(a)固溶態(tài)；(b)固溶時(shí)效態(tài)Fig.8 Macro tensile fracture of Ti-5553 alloy(a)after solution treatment；(b)after solution+aging treatments

圖8為Ti-5553合金經(jīng)固溶處理和固溶時(shí)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(yīng)變狀態(tài)下發(fā)生的斷裂，呈粗糙的纖維狀。斷口顯示沒(méi)有明顯的放射區(qū)，Ti-5553合金拉伸開(kāi)裂的方式為由平面應(yīng)變控制的正斷型斷裂，表明材料塑性良好。從宏觀上看，經(jīng)時(shí)效處理后的試樣斷口纖維區(qū)明顯大于只經(jīng)固溶處理后的試樣。測(cè)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(jīng)時(shí)效處理后的試樣斷口纖維區(qū)斷面直徑平均約為1.3mm。經(jīng)時(shí)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(shí)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?jiàn)經(jīng)時(shí)效處理后，由于次生α相的強(qiáng)化及晶界α的出現(xiàn)，塑性明顯下降。

圖9為固溶處理和固溶時(shí)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(yīng)力作用下等軸位錯(cuò)在最大切應(yīng)力滑移面上開(kāi)動(dòng)形成空洞，最終經(jīng)滑移分離形成近似圓形的等軸韌窩。經(jīng)時(shí)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?yàn)闀r(shí)效處理后的合金組織由初生α相和β轉(zhuǎn)變組織組成。初生α相由于不含析出物，因而強(qiáng)度較低。β轉(zhuǎn)變組織中的大量次生α相析出造成β轉(zhuǎn)變組織強(qiáng)度較高，但在α晶界處較低。強(qiáng)度低處，例如初生α相，在正應(yīng)力作用下斷裂并形成正韌窩。而當(dāng)原始β晶界面與局部最大剪應(yīng)力方向一致時(shí)，較軟的晶界α區(qū)域?qū)?huì)以剪切方式沿晶界方向開(kāi)裂，形成立體感較強(qiáng)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。

圖9 拉伸斷口纖維區(qū)顯微組織(a)，(b)固溶處理后的拉伸斷口纖維區(qū)；(c)，(d)固溶時(shí)效處理后的拉伸斷口纖維區(qū)Fig.9 Microstructures of fibrous zone in tensile fracture(a)，(b)after solution treatment；(c)，(d)after solution+aging treatments

將兩種熱處理狀態(tài)的纖維區(qū)進(jìn)行比較，發(fā)現(xiàn)固溶態(tài)試樣的韌窩平均直徑和深度明顯大于時(shí)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(shuō)明固溶狀態(tài)的材料塑性大于固溶時(shí)效狀態(tài)的材料塑性。韌窩大而深的固溶態(tài)合金，位錯(cuò)不塞積。韌窩小而淺的時(shí)效態(tài)合金，變形發(fā)生在局部，容易發(fā)生位錯(cuò)塞積。大量的位錯(cuò)間相互作用以及位錯(cuò)與晶界間的相互作用，產(chǎn)生應(yīng)力集中，造成材料硬化。

3 結(jié)論

(1)Ti-5553合金在715～815℃范圍內(nèi)進(jìn)行固溶處理時(shí)，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?jǐn)?shù)不斷增大，材料的抗拉強(qiáng)度逐漸降低。固溶處理時(shí)大量位錯(cuò)及孿晶隨著溫度的升高逐漸消失，導(dǎo)致材料強(qiáng)度的降低。

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

(3)經(jīng)810℃，1.5h固溶水淬，然后在不同溫度時(shí)效10h，空冷至室溫后，Ti-5553合金組織形態(tài)為初生α+β轉(zhuǎn)變組織，時(shí)效后的β晶界上析出晶界α，晶內(nèi)析出次生α相。隨著時(shí)效溫度的升高，晶界α和次生α相逐漸粗化，抗拉強(qiáng)度逐漸降低，而伸長(zhǎng)率和斷面收縮率先升高后下降。Ti-5553合金的強(qiáng)化主要依賴于α相的析出，次生α相的尺寸變化對(duì)材料的力學(xué)性能產(chǎn)生重要影響。

(4)適合1240MPa級(jí)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(shí)效10h，空冷。此熱處理制度下材料抗拉強(qiáng)度可達(dá)1500MPa，伸長(zhǎng)率可達(dá)14.8%，斷面收縮率為38.6%。

(5)Ti-5553合金在固溶和時(shí)效態(tài)的拉伸斷口均存在明顯的韌窩，但是由于時(shí)效態(tài)次生α相的形成，導(dǎo)致兩種韌窩形態(tài)有所不同：固溶態(tài)為等軸韌窩，而時(shí)效態(tài)為剪切和正韌窩的混合。時(shí)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(shí)效態(tài)材料強(qiáng)度提高，塑性降低。

[1] 朱知壽. 我國(guó)航空用鈦合金技術(shù)研究現(xiàn)狀及發(fā)展[J]. 航空材料學(xué)報(bào), 2014, 34(4): 44-50.

ZHU Z S. Recent research and development of titanium alloys for aviation application in China[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2014, 34(4): 44-50.

[2] 趙永慶, 葛鵬. 我國(guó)自主研發(fā)鈦合金現(xiàn)狀與進(jìn)展[J]. 航空材料學(xué)報(bào), 2014, 34(4): 51-61.

ZHAO Y Q, GE P. Current situation and development of new titanium alloys invented in China[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2014, 34(4): 51-61.

[3] 蔡建明, 弭光寶, 高帆, 等. 航空發(fā)動(dòng)機(jī)用先進(jìn)高溫鈦合金材料技術(shù)研究與發(fā)展[J]. 材料工程, 2016, 44(8):1-10.

CAI J M, MI G B, GAO F, et al. Research and development of some advanced high temperature titanium alloys for aero-engine[J]. Journal of Materials Engineering, 2016, 44(8):1-10.

[4] FANNING J, ZENG L, NYAKANA S. Properties and microstructure of Ti-555 for fasteners[C]//Ti-2007 Science and Technology. Kyoto: The Japan Institute of Metals, 2007:1263-1266.

[5] JONES N G, DASHWOOD R J, JACKSON M, et al. β phase decomposition in Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr[J]. Acta Materialia, 2009, 57(4): 3830-3839.

[6] GERDAY A F, BETTAIEB M B, DUCHENE L, et al. Interests and limitations of nanoindentation for bulk multiphase material identification: application to the β phase of Ti-5553[J]. Acta Materialia, 2009, 57(7): 5186-5195.

[7] JONES N G, DASHWOOD R J, DYE D, et al. The flow behavior and microstructural evolution of Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr during subtransus isothermal forging[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2009, 40(8): 1944-1954.

[8] VEECK S, LEE D, BOYER R, et al. The castability of Ti-5553 alloy[J]. Advanced Materials & Processes, 2004, 10: 47-49.

[9] FANNING J C. Properties of TIMETAL555 (Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-0.6Fe) [J]. Journal of Materials Engineering and Performance, 2005, 14(6): 788-791.

[10] 崔雪飛, 米緒軍, 惠松驍, 等. Cr含量對(duì)Ti5Mo5V3Al-xCr系合金組織及性能的影響[J]. 航空材料學(xué)報(bào), 2015, 35(3): 35-42.

CUI X F, MI X J, HUI S X, et al. Effects of Cr content on microstructure and mechanical properties of Ti5Mo5V3Al-xCr alloys[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2015, 35(3): 35-42.

[11] 賈亮, 湯慧萍, 石英, 等. Ti-5553合金車削加工性能研究[J]. 鈦工業(yè)進(jìn)展, 2014, 31(4): 100-103.

JIA L, TANG H P, SHI Y, et al. Study on turning performance of Ti5553 alloy[J]. Titanium Industry Progress, 2014, 31(4): 100-103.

[12] 周偉, 葛鵬, 趙永慶, 等. Ti-5553合金高溫變形時(shí)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為[J]. 稀有金屬材料與工程, 2012,41(8): 1381-1384.

ZHOU W, GE P, ZHAO Y Q, et al. The dynamic recrystallization behavior of Ti-5553 titanium alloy during hot deformation[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2012, 41(8): 1381-1384.

[13] 王斌, 張凱鋒, 蔣少松, 等. 固溶溫度對(duì)Ti2AlNb基合金組織演變的影響[J]. 航空材料學(xué)報(bào), 2015, 35(3): 7-12.

WANG B, ZHANG K F, JIANG S S, et al. Effect of solution treatment temperature on microstructural evolution of Ti2AlNb-based alloy[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2015, 35(3): 7-12.

[14] 趙永慶, 陳永楠, 張學(xué)敏, 等. 鈦合金相變及熱處理[M]. 長(zhǎng)沙: 中南大學(xué)出版社, 2012:147.

ZHAO Y Q, CHEN Y N, ZHANG X M, et al. Phase transformation and heat treatment of titanium alloys[M]. Changsha: Central South University Press, 2012:147.

[15] WELK B A, FRASER H L, WILLIAMS J C. Microstructural and property relationships in β-titanium alloy Ti-5553[D]. Columbus: The Ohio State University, 2010.

[16] PANZA-GIOSA R, WANG Z, EMBURY D. A study of the microstructural and property in Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-0.5Fe β-titanium alloy[D]. Hamilton: McMaster University & University of Toronto, 2009.

[17] NAG S, BANERJEE R, SRINIVASAN R, et al. ω-assisted nucleation and growth of α precipitates in the Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-0.5Fe β titanium alloy [J]. Acta Materialia, 2009, 57(1): 2136-2147.

[18] JONES N G, DASHWOOD R J, JACKSON M, et al. Development of chevron-shaped α precipitates in Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr[J]. Scripta Materialia, 2009, 60(7): 571-573.

(本文責(zé)編：寇鳳梅)

Microstructure and Properties of Ti-5553 Alloy for Aerospace Fasteners

ZHAO Qing-yun1,YOU Yang2,WANG Li-dong1,DONG Li-min3,LIU Feng-lei1

(1 Department of Mechanical Joining,AVIC Beijing Aeronautical Manufacturing Technology Research Institute,Beijing 100024,China;2 Testing Center,AVIC Beijing Aeronautical Manufacturing Technology Research Institute,Beijing 100024,China;3 Institute of Metal Research,Chinese Academy of Sciences,Shenyang 110016,China)

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.000170

TG146.2+3

A

1001-4381(2017)10-0095-08

2016-02-03;

2016-11-02

趙慶云(1969-)，女，碩士，研究員，主要從事航空緊固件的開(kāi)發(fā)和長(zhǎng)壽命機(jī)械連接技術(shù)研究工作，聯(lián)系地址：北京市340信箱109室(100024)，E-mail:zhaoqybj@163.com