信云鵬，朱知壽，王新南，商國強(qiáng)，祝力偉，李明兵，李 靜，劉格辰

(中國航發(fā)北京航空材料研究院, 北京 100095)

鈦及鈦合金具有密度低、比強(qiáng)度高、耐腐蝕性優(yōu)良等特點(diǎn), 被廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域[1-3]。為了滿足新一代飛機(jī)對高強(qiáng)度材料，國內(nèi)外研究機(jī)構(gòu)開發(fā)了大量新型鈦合金[4-6]。其中，亞穩(wěn)β鈦合金具有良好的淬透性，可以通過固溶和時(shí)效熱處理獲得較高的強(qiáng)度并且保持良好的塑韌性匹配而受到廣泛關(guān)注[7-10]。目前，高強(qiáng)鈦合金仍然以亞穩(wěn)β鈦合金為主[11-12]，如β-21S、Ti1023、Ti-55531等，強(qiáng)度級別基本集中在1 100～1 250 MPa之間[13-15]。

亞穩(wěn)β鈦合金經(jīng)過固溶時(shí)效后，在基體上會析出細(xì)小次生α相，次生α相的尺寸、形態(tài)、分布狀況和體積分?jǐn)?shù)對強(qiáng)度和延伸率等性能有顯著影響[16-18]。常輝等人[19]研究了Ti-B19合金等溫時(shí)效過程中的組織演變和生長機(jī)理，發(fā)現(xiàn)在450 ℃以下等溫時(shí)效時(shí)，次生α相在β晶粒內(nèi)部發(fā)生不均勻形核；在500 ℃以上等溫時(shí)效時(shí)，次生α相在晶內(nèi)與晶界處同時(shí)析出，晶內(nèi)析出的次生α相呈細(xì)長針狀，晶界處呈相互平行狀。Dehghan-Manshadi等人[20]研究了Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr合金在低溫時(shí)效過程中α相的形態(tài)變化，發(fā)現(xiàn)α相在ω相上預(yù)先形核的現(xiàn)象，并且α相形態(tài)隨時(shí)效時(shí)間的延長會有較大的變化。因此，研究鈦合金固溶后的等溫時(shí)效析出行為對于提高合金強(qiáng)度，形成良好的塑韌性匹配具有十分重要的意義。

TB17是我國研發(fā)的新型亞穩(wěn)β鈦合金，該合金經(jīng)過固溶時(shí)效熱處理后抗拉強(qiáng)度可以達(dá)1 350 MPa，斷裂韌性超過50 MPa·m1/2，具有良好的塑韌性匹配。該合金中加入了較多的β穩(wěn)定元素，其相變過程較為復(fù)雜。目前對該合金的研究主要集中在單相區(qū)固溶后的晶粒長大動(dòng)力學(xué)和等溫時(shí)效析出行為等方面，鮮有關(guān)于該合金在α+β兩相區(qū)固溶后等溫時(shí)效的研究報(bào)道。本研究對兩相區(qū)固溶后的TB17鈦合金進(jìn)行時(shí)效處理，分析時(shí)效溫度和保溫時(shí)間對次生α相形態(tài)、尺寸、數(shù)量和分布的影響，研究結(jié)果對于了解該合金的相變規(guī)律十分重要，并且在α+β兩相區(qū)對TB17鈦合金進(jìn)行固溶時(shí)效熱處理是其工程應(yīng)用中的主要熱處理方式之一，具有較強(qiáng)的工程指導(dǎo)意義。

1 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)原材料為經(jīng)過3次真空自耗電弧熔煉得到的TB17鈦合金鑄錠，名義成分為Ti-4.5Al-6.5Mo-2Cr-2.6Nb-2Zr-1Sn。鑄錠經(jīng)高溫開坯鍛造、兩相區(qū)終鍛后成為φ220 mm的棒材，其顯微組織為典型的雙態(tài)組織，組織中有大量的等軸狀初生α相，如圖1所示。用金相法測得合金相變點(diǎn)為842 ℃。用電火花線切割機(jī)從棒材上切割φ10 mm×15 mm的熱處理試樣。

圖1 TB17鈦合金棒材的顯微組織Fig.1 Microstructure of TB17 titanium alloy bar

將試樣置于馬弗爐(控溫精度±3 ℃)中進(jìn)行固溶和時(shí)效熱處理。首先進(jìn)行812 ℃×30 min/AC固溶處理,然后分別在350、450、550 ℃進(jìn)行等溫時(shí)效處理，保溫時(shí)間從1 min到16 h，水冷。

采用FEI Nava SEM 450場發(fā)射掃描電子顯微鏡(FESEM)進(jìn)行顯微組織觀察。樣品用自動(dòng)拋光機(jī)拋光，然后在V(HF)∶V(HNO3)∶V(H2O)=10∶7∶83的腐蝕液中進(jìn)行腐蝕處理。采用FEI Titan-Themis透射電子顯微鏡(TEM)對析出相進(jìn)行表征和分析。TEM樣品采用雙噴法制備：首先用電火花線切割機(jī)從熱處理后的TB17鈦合金試樣上切割φ5 mm×0.3 mm薄片，用砂紙打磨至50 μm后，裁出直徑3 mm的圓片；然后采用V(CH3OH)∶V(CH3(CH2)3OH)∶V(HClO4)=7∶12∶1的腐蝕液，經(jīng)過雙噴電解減薄制得TEM樣品，電壓20 V，溫度253 K。采用布魯克D8 ADVANCE X射線衍射儀進(jìn)行物相分析，陽極靶材選用Co靶，管電流40 mA，管電壓40 kV。

2 結(jié)果和討論

2.1 350 ℃等溫時(shí)效

在透射電子顯微鏡觀察中，能夠在β衍射斑點(diǎn)之間觀察到較暗的ω相條紋，表明ω相較小，無法用暗場像觀察到ω相形貌。圖2a是TB17鈦合金在350 ℃等溫時(shí)效4 h后的高分辨透射電子顯微鏡明場像，圖2b是對應(yīng)的傅里葉變換得到的衍射斑點(diǎn)。β相的電子束入射方向是[011],ω相衍射斑點(diǎn)在β相衍射點(diǎn)之間，電子束入射方向?yàn)閇100]。從圖2可以觀察到ω相的尺寸為3～5 nm，呈橢圓狀分布在β基體上。表明TB17鈦合金在兩相區(qū)固溶后，在350 ℃等溫時(shí)效過程中發(fā)生了β→ω相變。

圖2 TB17鈦合金在350 ℃等溫時(shí)效4 h后的高分辨透射電子顯微鏡明場像及對應(yīng)的快速傅里葉變換圖Fig.2 TEM images of TB17 titanium alloy isothermal aged at 350 ℃ for 4 h: (a)HRTEM bright-field image; (b)the corresponding fast Fourier transformation(FFT)

2.2 450 ℃等溫時(shí)效

圖3是TB17鈦合金在450 ℃等溫時(shí)效不同時(shí)間后的XRD圖譜。從圖3可以看出，TB17鈦合金經(jīng)過兩相區(qū)固溶熱處理后，存在α衍射峰，這是由于固溶處理后β基體上存在初生α相。經(jīng)過15 min等溫時(shí)效后，在41°處的(100)α衍射峰變得尖銳，衍射峰的半高寬也逐漸增加，47°處的(101)α衍射峰的強(qiáng)度逐漸增加。此外，其他位置也有更多的α相特征峰出現(xiàn)，說明在450 ℃保溫15 min后，發(fā)生了β→α轉(zhuǎn)化，開始析出α相。等溫時(shí)效16 h后，隨著更多次生α相的析出，在XRD圖譜中可以清晰地觀察到α相特征峰。

圖3 TB17鈦合金在450 ℃等溫時(shí)效不同時(shí)間后的XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of TB17 titanium alloy isothermal aged at 450 ℃ for different time

圖4是TB17鈦合金在450 ℃分別等溫時(shí)效15 min和16 h后的FESEM照片。從圖4可以看出，等溫時(shí)效15 min后，基體上析出細(xì)長針狀的次生α相，在晶界位置析出的次生α相呈彼此平行狀分布。等溫時(shí)效16 h后，析出的次生α相均勻分布在β基體上，其形態(tài)由15 min時(shí)的細(xì)長針狀變?yōu)槎贪魻睿L徑比減小，并且可以觀察到次生α相在亞晶界周圍呈彼此平行狀析出。

圖4 TB17鈦合金在450 ℃等溫時(shí)效不同時(shí)間后的FESEM照片F(xiàn)ig.4 FESEM images of TB17 titanium alloy isothermal aged at 450 ℃ for different time： (a)15 min； (b)16 h

圖5 TB17鈦合金在450 ℃等溫時(shí)效不同時(shí)間后的TEM照片及選取電子衍射圖Fig.5 TEM images of TB17 titanium alloy isothermal aged at 450 ℃：(a)isothermal aged for 10 min；(b)isothermal aged for 4 h； (c)selecting area electron diffraction(SAED) of the circle position inFig.5a

2.3 550 ℃等溫時(shí)效

圖6是TB17鈦合金在550 ℃等溫時(shí)效不同時(shí)間后的XRD圖譜。從圖6可以觀察到，時(shí)效5 min后，41°處的(100)α衍射峰和47°處的(101)α衍射峰變得尖銳，半高寬度增加。這表明等溫時(shí)效過程中發(fā)生了β→α相變，且等溫時(shí)效進(jìn)行5 min時(shí)次生α相已經(jīng)開始在β基體上析出。

圖6 TB17鈦合金經(jīng)550 ℃等溫時(shí)效不同時(shí)間后的XRD圖譜Fig.6 XRD patterns of TB17 titanium alloy isothermal aged at 550 ℃ for different time

圖7為TB17鈦合金在550 ℃等溫時(shí)效不同時(shí)間后的FESEM照片。從圖7可以觀察到，等溫時(shí)效5 min后亞晶界上有許多彼此平行狀析出物，說明次生α相首先從亞晶界位置開始析出，并逐漸生長到晶粒內(nèi)部。析出的次生α片層厚度約為20 nm。

圖7 TB17鈦合金在550 ℃等溫時(shí)效不同時(shí)間后的FESEM照片F(xiàn)ig.7 FESEM images of TB17 titanium alloy isothermal aged at 550 ℃ for different time： (a)5 min；(b)16 h

隨著時(shí)效時(shí)間的延長，次生α相開始在晶粒內(nèi)部析出和生長。保溫16 h后，次生α相片層厚度增加到28 nm，并且長度減小。這是因?yàn)榇紊料嗟纳L是一個(gè)擴(kuò)散過程，保溫時(shí)間增加，次生α相數(shù)量增加，并相互接觸、抑制生長。為了降低界面能，次生α相變粗，長徑比減小，由細(xì)長針狀變?yōu)槎贪魻睢Ｅc450 ℃等溫時(shí)效析出相比，在550 ℃等溫時(shí)效過程中析出的次生α相片層較厚，長度較大。這是因?yàn)樵?50 ℃保溫時(shí)，溫度較高，溫度梯度較小，形核質(zhì)點(diǎn)相對較少，并且擴(kuò)散速率更快，次生α相具有較大的生長空間。又由于亞晶界的存在，晶體中有更多的形核質(zhì)點(diǎn)，在時(shí)效析出過程中促進(jìn)了晶粒中α相的均勻析出，有利于提高合金的均勻性。

圖8 TB17鈦合金在550 ℃等溫時(shí)效不同時(shí)間后的TEM照片及選取電子衍射圖Fig.8 TEM images of TB17 titanium alloy isothermal aged at 550 ℃：(a)isothermal aged for 5 min； (b)isothermal aged for 4 h； (c)selecting area electron diffraction(SAED) of the circle position inFig.8a

3 結(jié) 論

(1)TB17鈦合金在α+β兩相區(qū)固溶后，經(jīng)350 ℃等溫時(shí)效4 h，發(fā)生了β→ω相變，形成的ω相尺寸在3～5 nm之間，呈橢圓狀分布在β基體上。

(2)TB17鈦合金在α+β兩相區(qū)固溶后，經(jīng)450 ℃和550 ℃等溫時(shí)效，發(fā)生了β→α相變，次生α相首先在晶界和亞晶界周圍呈彼此平行狀析出，且溫度較低時(shí)析出的次生α相更為細(xì)小。同時(shí)，大量亞晶界的存在為α相析出提供了形核質(zhì)點(diǎn)，促進(jìn)了析出相的均勻分布。

(3)隨著等溫時(shí)效時(shí)間的延長，次生α相數(shù)量增加，次生α相相互接觸、抑制，為降低界面能，長徑比減小，由細(xì)長針狀逐漸變?yōu)槎贪魻睢?/p>