許明方，陳玉華，陳偉，鄧懷波，季迪

（南昌航空大學 航空制造工程學院 江西省航空構件成形與連接重點實驗室，南昌 330063）

鈦及鈦合金是伴隨著航空工業(yè)快速興起的一種重要結構金屬，具有密度小、比強度大、熱穩(wěn)定性好、耐蝕性良好以及焊接性能優(yōu)異等優(yōu)良特點[1—2]。有觀點認為，鈦合金的用量與航空裝備先進性是正相關的[3]，鈦是繼鋼鐵、鋁之后又一種重要的結構材料，盡管鈦的工業(yè)化生產(chǎn)只有半個世紀，但鈦及鈦合金現(xiàn)在被廣泛應用于航空航天、化工及生物醫(yī)學等領域[4]。

1 鈦合金分類及Ti-6Al-4V 組成

在室溫下，鈦合金微觀結構按其化學成分和含量可分為5 大類，即α鈦合金、近α鈦合金（β相質(zhì)量分數(shù)小于 10%）、α+β鈦合金（β相質(zhì)量分數(shù)為10%～50%）、亞穩(wěn)定β鈦合金和β鈦合金[1,5]。對于α+β鈦合金，Ti-6Al-4V 是使用最廣泛的。Ti-6Al-4V 鈦合金是雙相合金，具有良好的綜合性能，組織穩(wěn)定性好，有良好的韌性、塑性和高溫變形性能，能較好地進行熱壓力加工、淬火和通過時效使合金強化。熱處理后的強度約比退火狀態(tài)提高50%～100%；高溫強度高，可在400～500 ℃的溫度下長期工作，其熱穩(wěn)定性次于α鈦合金。

Ti-6Al-4V 包含體積分數(shù)為15%左右的β相，平衡溫度約800 ℃。在室溫下α相占主導地位，但當其加熱到高于β轉變溫度，大約998 ℃時[6]，會作為單獨的β相存在。當α+β鈦合金從β相變溫度以上淬火冷卻至室溫后，只有少量的β相保留（體積分數(shù)小于10%）。其中鋁（Al）是α穩(wěn)定元素，通過固溶強化增加合金的強度和穩(wěn)定α相。釩（V）是β穩(wěn)定元素，除了穩(wěn)定β相，還大大提高了其室溫延展性。β穩(wěn)定元素的添加可以延緩α相的形成，促進β相轉變?yōu)轳R氏體，或使組織始終維持在β相。通過β和α穩(wěn)定元素的加入，使得α相和β相獲得了平衡且良好的力學性能，同時，可以通過控制穩(wěn)定元素的含量來改變相變溫度[6]，所以Ti-6Al-4V 合金具有較高的強度、延展性、疲勞性和斷裂性能。

圖1 鈦合金分類示意圖[7]Fig.1 Classification diagram of titanium alloy

2 Ti-6Al-4V 馬氏體相變

高溫β相由不同的冷卻速率冷卻至室溫時，可以轉變?yōu)閹追N不同類型的α相形態(tài)。馬氏體相變是一種無擴散、無置換的相變[5]，是晶體通過切變方式由一種結構轉變?yōu)榱硗庖环N結構，是由界面遷移控制的固態(tài)相變，可以通過高冷卻速率實現(xiàn)。

純鈦加熱到882.5 ℃時會發(fā)生α→β轉變，合金化后該轉變溫度將隨合金元素的性質(zhì)和含量而變化。鈦合金加熱轉變的主要特點在于α→β轉變的體積變化?。s0.17%），相變應力值低，且因體心立方β相自擴散系數(shù)高，故轉變迅速，不易過熱。在α+β鈦合金中，β相向α相轉變極大地影響最終的微觀結構，從而決定材料的最終性能。根據(jù)合金成分和冷卻速度的不同，bbc-β→hcp-α階段會發(fā)生馬氏體相變，或通過擴散相變控制形核和生長過程。Burgers 首次在鋯[8]中研究得到了hcp-α向bcc-β轉變時具有某種取向關系，后來在鈦合金中證實了這種關系，因此這種關系也被稱為伯格斯取向關系（BOR，Burgers orientation relationship）。即：{110}βbcc||{0002}αhcp&＜

由于晶體的對稱性，這種關系決定了在一個β晶粒內(nèi)可以形成12 種晶體學取向的α相，即12 個α相變體[9—11]，形成何種取向的α相是隨機的，即無變體選擇。但是在實際材料中，由于各種復雜因素的存在，這一微小空間的原始母相在發(fā)生β→α相變時受該處周圍環(huán)境的影響，會造成某一個α相變體更容易形成。從熱力學角度來說，形成這一α相變體所造成的系統(tǒng)能量降低會更多，即發(fā)生了變體選擇。從表象上來說，實際上是α相的局部擇優(yōu)取向生長[12]。

α′是β相以非擴散轉變形成的過飽和非平衡六方晶格α相，根據(jù)合金元素含量的區(qū)別，α′有兩種典型形貌，袋狀（Packet）或針狀（Acicular）。T.Ahmed和H.J.Rack[14]通過采用末端冷淬法對Ti-6Al-4V 進行相變組織研究發(fā)現(xiàn)，當冷卻速率達到525 ℃/s 時，β相將轉變?yōu)棣痢湎啵⑼ㄟ^TEM 觀察得到α′相由較長的針狀形態(tài)并且互相垂直的馬氏體板和亞結構組成，亞結構主要包含位錯和堆垛層錯，少數(shù)馬氏體板含有孿晶。

圖2 α 相和β 相之間的伯格斯取向關系（BOR）[13]Fig.2 Burgers relationship between α and β (BOR)

3 競爭擴散型相變β→αm

一般認為，塊型轉變（Massive transformation）是熱激活的，遵循形核和生長規(guī)律。新相通常在母相的晶界發(fā)生形核。塊型相變雖是以原子不相協(xié)作方式，但通過非共格界面進行短程擴散后，母相即直接形成同成分新相，因此，塊型轉變具有無擴散相變的某些特點，但又不同于馬氏體相變，即不是馬氏體。

Ahmed 和Rack[14]通過研究發(fā)現(xiàn)，Ti-6Al-4V 在中等冷卻速率下存在β→αm的塊型轉變。塊型轉變后形成的αm組成仍然與母相β相同，只是晶體結構從bcc→hcp 發(fā)生變化。Plichta[15—16]等分別對 Ti-Ag,Ti-Au 和Ti-Si 的共析體連續(xù)冷卻，證實了由于α相的擴散限制生長使得這種轉變通常發(fā)生在一個足夠低的溫度。兩者表明在高冷卻率下，塊狀α優(yōu)先在β晶粒邊界形核，緊隨其后的是β晶粒邊界附近形成板條狀馬氏體，最后在β晶粒內(nèi)部形成獨立的板條狀馬氏體，αm出現(xiàn)不規(guī)則晶界沉淀且具有嚴重的位錯結構。

4 擴散控制相變

擴散相變是通過較慢的冷卻速率實現(xiàn)，如爐冷或空冷，較慢的冷卻速率給予晶粒充分的形核和生長，并且其中涉及到溶質(zhì)的分區(qū)。原始β晶粒中的不規(guī)則αGB、初生α集束（primaryα，αp）和魏氏α組織（Widmanst?ttenα）都是由擴散控制相變的。

當鈦合金在β相變點上以相對較慢的冷卻速度冷卻時，α相優(yōu)先在原始β晶界形核，形成連續(xù)或間斷的層，即晶界α（Grain boundaryα，αGB）。Banerjee等[17]通過對Ti-8Al-xV 進行激光近凈成形實驗，得出了間斷αGB層出現(xiàn)的主要原因是由于較快的冷卻速率和較多的β穩(wěn)定元素。

在β相冷卻區(qū)域，α相依附原始β晶界形核，因為晶界的存在能夠作為一個有效的形核位點。Bhattacharyya 等[18]和Stanford 等[19]分別通過對Ti-6Al-4V和Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo 在β相變點以上后緩冷使其發(fā)生擴散轉變，研究結果表明重要的變量選擇是發(fā)生在擴散轉變，對原始β晶界上產(chǎn)生的α變體的研究表明，變體在轉化過程中的選擇高度依賴于這些原始晶界。在大多數(shù)情況下，αGB總是與原始β晶粒表現(xiàn)出一定的伯格斯取向關系。

隨著冷卻時間的增加，在原始β晶粒中，魏氏組織（Widmanst?tten）開始以大量的片層狀即α集束形式從αGB開始生長，且始終保持伯格斯取向關系。初生α集束由高縱橫比的α片層組成。每個α片層彼此平行排列，同時與相應的母相β晶粒保持一定方向。β晶粒內(nèi)初生α集束逐漸形核并保持生長，直到與另一側的初生α集束相遇。從另一方面看，這可能屬于伯格斯關系的不同變體。隨著冷卻速率增加，部分α片層寬度變窄的同時數(shù)量也在減少，這使得集束的規(guī)模也在減小。

在較高的冷卻速率下，由于驅動力的增加，α的形核不僅發(fā)生在晶界，還包括晶粒內(nèi)部的α片上。最后，原始晶界基本破碎，α片或α+β小片短而歪曲，并具有較小的縱橫比，α集束交錯排列，形成網(wǎng)籃組織[1]。

圖3 擴散控制相變順序示意圖[16]Fig.3 Schematic illustration of the transformation sequence of diffusion controlled phase

5 新方法在研究Ti-6Al-4V 微觀組織的運用

隨著科技的不斷進步，越來越多的先進設備被廣泛用于研究，如EBSD（電子背散射衍射，Electron Backscattered Diffraction）技術和實驗與數(shù)學模型相結合的方法逐漸興起。目前，EBSD 技術已經(jīng)能夠實現(xiàn)全自動采集微區(qū)取向信息，如織構和取向差分析、晶粒尺寸及形狀分布分析、晶界/亞晶及孿晶界性質(zhì)分析、應變和再結晶的分析等。G.C.Obasi 等[13]通過向Ti-6Al-4V 中加入質(zhì)量分數(shù)為0.4%的釔，并運用EBSD 技術印證了伯格斯理論的成立以及證實了α集束是從αGB上形核和生長。Stanford 等[19]通過EBSD研究發(fā)現(xiàn)當從室溫加熱到β相變點時，Ti-6Al-4V 中的β相從已有的β相繼續(xù)外延生長，而不是形核生成新的β晶粒（盡管織構將被晶粒長大所改變）。Biswaranjan Dash 等[20]利用EBSD 定位成像顯微鏡得到了亞穩(wěn)定β鈦合金中母相晶界三結處（Triple junctions）相的形成與母相的晶界處形成的α相一樣，三結處的α相也與相鄰的3 個晶粒中的一個形成伯格斯取向關系。SEMIATIN 等[21]通過在Ti-6Al-4V 上進行精心控制的感應加熱試驗，并結合基于擴散控制生長的數(shù)學模型，該建模方法測定了初生α相的體積分數(shù)和冷卻過程中形成的次生α相的形核位點以及生長行為，筆者通過這一手段驗證了建模方法的有效性。

王棟等[22]基于集成計算材料工程的思想，提出了CAPHAD 和相場模擬的臨界實驗方法，這一方法有助于設計具有超細和均勻沉淀組織的新一代鈦合金（合金化學和工藝條件），從而可能大大改善性能平衡。在這種方法中，合金的發(fā)展將以計算模型為主導，以便快速發(fā)現(xiàn)傳統(tǒng)的試錯方法可能已經(jīng)錯過的新型合金。

6 結論

總結了α+β鈦合金組織相變的研究情況，得到了不同冷卻速度下Ti-6Al-4V 內(nèi)部微觀組織，并提到了EBSD 技術在鈦合金微觀組織中的應用以及實驗與數(shù)學模型相結合的研究的興起，為以后鈦合金微觀結構和相變的研究提供了新的研究思路和方法。