劉瑩瑩，付明杰，王富鑫，曾元松

（中國航空制造技術研究院，北京 100024）

非連續(xù)纖維增強鈦基復合材料因高性能陶瓷增強相的引入，相比于基體合金其比強度、比模量及耐高溫性能提升顯著，是目前提升高溫鈦合金服役溫度的有效途徑。選擇強塑性匹配良好、高溫性能以及焊接性能優(yōu)異的TA15 高溫鈦合金作為復合材料基體，結合TiB 增強相有望進一步提升基體合金的耐熱溫度。近年來，本研究團隊以高超聲速飛行器耐高溫結構件用材為研究導向，針對不同增強相含量的TiBw/ TA15 復合材料大尺寸薄板成形工藝進行了大量的優(yōu)化研究，目前各項性能指標均有較大的提升。為了進一步改善非連續(xù)纖維增強鈦基復合材料綜合性能的匹配，需系統(tǒng)開展熱處理工藝研究。

鈦基復合材料的熱處理主要包括對基體和增強相兩部分的優(yōu)化。TA15 基體合金屬于近α 型合金，含有一定量的β 穩(wěn)定元素，不同的熱處理制度下初生α 相的含量、尺寸、形態(tài)，片層α 相的厚度、長徑比、集束尺寸和取向以及β 晶粒尺寸均會發(fā)生一定的改變。通過熱處理工藝的優(yōu)化可達到改善基體合金性能的目的。研究表明，TiBw增強相在熱處理過程中屬于穩(wěn)定相[1]，不發(fā)生明顯的變化，但其存在對基體合金中的兩相（α、β）轉變、次生相的形核以及β 晶粒的生長均有一定的影響[2-3]。目前，有關鈦基復合材料的研究大多集中于不同種類增強相的復合材料制備以及熱變形行為研究，關于熱處理工藝的研究相對較少，且缺乏系統(tǒng)的研究[4-10]。因此，本文以前期研究中兩相區(qū)軋制后TiBw/TA15 復合材料板材為研究對象，重點針對固溶-時效以及雙重退火兩種熱處理工藝展開研究，旨在進一步優(yōu)化復合材料組織結構，改善性能，為高超聲速飛行器耐高溫結構件提供選材。

試驗及方法

試驗用材料為中國航空制造技術研究院研制的1.5mm 厚α+β 相區(qū)軋制退火態(tài)的TiBw/TA15 復合材料板材，初始軋制溫度為1000℃，退火溫度為850℃。采用金相法測得的β 相轉變溫度為1010℃。圖1為RD 方向（軋制方向）板材退火1h 后的顯微組織。復合材料經(jīng)熱軋+退火工藝處理后獲得混合組織。初生α 相（αp）體積分數(shù)大約為40%，形貌為球狀、橢球狀或沿軋制方向拉長的條帶狀。β 轉變組織（βt）中的次生α相（αs）退火過程中發(fā)生了明顯的球化，尺寸較小，僅有少部分保留變形后冷卻過程中形成的針狀形貌特征。TiB 晶須沿軋制方向發(fā)生破碎并在局部破碎端部存在變形孔洞。

圖1 TiBw /TA15 復合材料原始顯微組織Fig.1 Original structure of TiBw / TA15

試驗采用的熱處理設備為標準馬弗爐，沿板材軋向取樣進行熱處理，觀察其顯微組織結構變化，表1為詳細熱處理制度。顯微組織觀察采用日本OLYMPUSBX41M 金相顯微鏡（OM）和美國FEI 的Quanta250 FEG 場發(fā)射掃描電子顯微鏡（FESEM）。顯微組織觀察前對試樣分別進行打磨（200～1000 目水磨砂紙）、拋光（SiO2懸浮液）和腐蝕（Kroll 腐蝕劑體積分數(shù)3% HF+6%HNO3+91% H2O，腐蝕5～8s）處理。硬度測試在具有菱形壓頭的維氏硬度計上進行，為防止試樣表面氧化物和污染層對試驗結果的影響，測試前利用金相砂紙對試樣逐級打磨至2000 目砂紙。測試時加載載荷為500g，加載時間10s。

表1 TiBw/TA15 復合材料熱處理工藝參數(shù)Table 1 Heat treatment parameters of TiBw/TA15 composites

結果與討論

1 固溶-時效熱處理工藝研究

1.1 復合材料顯微組織及硬度隨固溶溫度的演變

盧凱凱等[11]指出，固溶溫度是影響鈦合金顯微組織中初生α 相含量的關鍵因素。圖2為復合材料在940～1000℃之間固溶0.5h 空冷后的顯微組織?？梢钥闯觯瑑上鄥^(qū)固溶熱處理后復合材料的顯微組織為雙態(tài)組織，即在βt轉變組織基體上存在部分初生αp相。初生αp相形貌均表現(xiàn)為球狀或橢球狀，分布較為均勻，球狀初生αp平均晶粒直徑大約為5μm；隨著固溶溫度的升高，初生αp相部分回溶于基體當中，形成βt轉變組織。由于變形后α 相中殘余變形儲存能有限，熱處理過程中αp未能發(fā)生完全再結晶，因此仍保留有部分條帶狀αp相，但相比于軋制態(tài)組織，這種條帶狀αp相明顯減少，且長寬比下降。由于復合材料板材厚度較薄，空冷過程中βt轉變組織來不及發(fā)生βt→α 的平衡轉變，形成細針α′馬氏體相。兩相區(qū)固溶熱處理過程中TiB 晶須未發(fā)生明顯變化，仍以軋制后破碎帶狀形態(tài)分布于基體當中。

圖2 不同溫度固溶處理后的復合材料顯微組織Fig.2 Microstructures of α+β region at different solution temperatures

圖3為復合材料經(jīng)兩相區(qū)不同溫度固溶處理后，在700℃統(tǒng)一時效1h 后RD 位置處的顯微組織?？梢钥闯?，兩相區(qū)固溶處理后，時效過程中βt轉變組織發(fā)生了明顯的變化，相比于軋制態(tài)組織，固溶處理后球狀次生αp相尺寸增加，含量減少，隨著固溶溫度的升高，球狀次生αp相發(fā)生α→β 相變，逐漸回溶于基體當中，980℃固溶處理后基本完全回溶。時效過程中，固溶冷卻形成的針狀α′馬氏體相發(fā)生分解，轉變?yōu)榧毿∑胶鈶B(tài)次生αs相，采用圖像分析軟件測得的次生αs相平均寬度約為500nm，取向一致，呈集束狀分布。

圖3 不同溫度固溶處理統(tǒng)一時效后的復合材料顯微組織（α+β 相區(qū)）Fig.3 Microstructures of α+β region at different solution temperatures

圖4為兩相區(qū)固溶處理后，不同溫度下復合材料中初生αp相體積百分比的統(tǒng)計結果。940℃、960℃、980℃和1000℃溫度固溶處理后初生αp相體積百分比大約分別為42%、30%、24%和15%。隨著兩相區(qū)固溶溫度的升高，初生αp含量不斷下降，相應的βt轉變組織含量增加，呈現(xiàn)球狀，且βt轉變組織及次生αs片層尺寸略微增加。

圖4 不同溫度固溶處理后復合材料中初生α 相及β 相轉變組織含量變化（α+β）Fig.4 Primary α phase and β phase content of composites treated with different solution temperatures

圖5為復合材料經(jīng)β 相區(qū)不同溫度固溶熱處理后的顯微組織。β相區(qū)固溶處理后，復合材料基體組織中初生αp相全部回溶，冷卻過程中形成針狀α′馬氏體相（圖5（b）和（c））。與兩相區(qū)固溶處理類似，TiB晶須在相轉變溫度以上固溶處理后也未發(fā)生明顯變化，以軋制后破碎網(wǎng)狀形式勾勒出了β 晶粒形貌。表明熱處理過程中TiB 為穩(wěn)定結構，不會隨熱處理制度的改變而發(fā)生變化。時效熱處理后，基體組織中α′馬氏體相發(fā)生分解，形成網(wǎng)籃狀組織，α片層交織分布，無明顯集束特征，尺寸細小，隨固溶溫度的升高，β 晶粒尺寸及α 片層厚度略微增加。

圖5 不同溫度固溶處理后的復合材料顯微組織（β 相區(qū)）Fig.5 Microstructures of β region at different solution temperatures

圖6為復合材料經(jīng)α+β 和β 相區(qū)不同溫度固溶處理后，在700℃統(tǒng)一時效1h 后的顯微硬度測量值。α+β 兩相區(qū)固溶處理后，隨著固溶溫度的升高，復合材料顯微硬度值不斷增加；β 相區(qū)固溶處理后，復合材料顯微硬度值呈現(xiàn)先增加后降低的趨勢，但整體硬度值高于兩相區(qū)固溶處理，且在1040℃溫度固溶處理后復合材料硬度達到峰值505HV。兩相區(qū)固溶處理時，復合材料顯微組織為典型的雙態(tài)組織，雙態(tài)組織中尺寸較大的初生αp相有利于復合材料變形時的協(xié)調。當復合材料進行塑形變形時，滑移首先在部分取向因子較大的αp相中進行，固溶溫度較低時，αp相含量較高，變形在αp相中能迅速擴展，應力集中得到有效緩解，因此固溶溫度較低，復合材料能承受較大的變形，強度硬度較低。隨著固溶溫度的升高，組織中初生相含量逐漸減少，協(xié)調變形能力下降，因此復合材料顯微硬度值增加，當固溶溫度升高至β 單相區(qū)后，復合材料由雙態(tài)組織轉變?yōu)榫W(wǎng)籃組織，其整體顯微硬度值增加，但隨著固溶溫度的繼續(xù)升高，網(wǎng)籃組織中α 片層存在粗化趨勢，因此單相區(qū)固溶溫度過高反而會導致其顯微硬度值的降低。

圖6 不同溫度固溶處理后復合材料的顯微硬度測量值Fig.6 Microhardness of composites at different solution temperatures

1.2 固溶時間對復合材料顯微組織及硬度的影響

圖7為復合材料在1000℃固溶溫度下固溶不同時間后的顯微組織?？梢钥闯?，固溶0.5h、1h、2h 空冷后，復合材料基體組織由條帶狀、球狀初生αp和βt轉變組織組成，βt轉變組織中存在針狀α′馬氏體相。不同固溶時間下，基體組織中初生αp相體積百分比未發(fā)生明顯改變，約為15%，且條帶狀αp相向球狀αp相轉變，球狀αp相尺寸略微增大，表明隨著固溶時間的延長，復合材料中初生αp相有合并長大的趨勢，當固溶時間延長至2h 時，αp平均直徑約為6.5μm；時效后，βt轉變組織中針狀α′馬氏體相發(fā)生分解，可在時效態(tài)組織中觀察到明顯的細小次生αs相。固溶時間的延長對βt轉變組織中次生αs相的厚度及TiB 晶須形貌和分布影響較小，不同固溶時間處理后αs尺寸未發(fā)生明顯變化，TiB 晶須沿軋制方向彌散分布。通過1000℃溫度固溶0.5h、1h、2h 后復合材料的顯微硬度值進行統(tǒng)計（圖8）發(fā)現(xiàn)，1000℃溫度固溶不同時間后，復合材料顯微硬度值變化很小，表明相同固溶溫度下，不同固溶時間所帶來的顯微組織的細微差異并未引起材料顯微硬度值的明顯變化，復合材料顯微硬度值主要與組織中初生αp相及αs數(shù)量及尺寸有關。

圖7 不同固溶時間下復合材料的顯微組織Fig.7 Microstructure of composites in different solution time

圖8 不同固溶時間下復合材料的顯微硬度測量值Fig.8 Microhardness of composites in different solution time

1.3 時效溫度對復合材料顯微組織及硬度的影響

圖9為復合材料分別經(jīng)980℃/0.5h/AC 和1100℃/0.5h/AC 固溶處理后，在不同時效溫度下時效1h 后的顯微組織。980℃溫度固溶處理后，隨時效溫度的升高，初生αp含量及尺寸未發(fā)生明顯變化，TiB 晶須沿軋制方向斷續(xù)分布。通過對β 轉變組織中次生αs片層厚度的統(tǒng)計發(fā)現(xiàn)，650℃、700℃和750℃時效溫度下次生αs片層厚度差別較小，其平均厚度大約分別為0.28μm、0.35μm 和0.40μm。復合材料在650℃溫度下時效β 轉變組織已發(fā)生充分的分解，時效溫度升高至750℃時，已分解的次生αs片層存在粗化的趨勢；1100℃溫度固溶處理后，650 ℃、700 ℃和750℃時效溫度下基體α 片層平均厚度大約分別為0.31μm、0.42μm 和0.50μm，即隨著時效溫度的升高，α片層發(fā)生粗化，且在750℃溫度時效處理后β 晶粒內部存在部分不均勻粗大的片層α 相。此外，不同時效溫度下，復合材料中TiB 晶須形貌及尺寸未發(fā)生明顯改變，但鑒于復合材料燒結形成的網(wǎng)狀增強相并非均勻分布結構，因此變形后在局部顯微組織處，晶須存在聚集現(xiàn)象（圖9（e））。通過對不同時效溫度時效后復合材料的顯微硬度測量值（圖10）的分析發(fā)現(xiàn)，980℃和1100℃溫度固溶處理后，復合材料均在650℃的時效溫度下獲得最大平均硬度值。由于復合材料在650℃溫度下時效β 轉變組織已發(fā)生較為充分的分解，因此進一步增加時效溫度并不會引起α 片層數(shù)量的明顯變化，反而會導致其發(fā)生一定粗化，顯微硬度值下降，且單相區(qū)固溶后的復合材料在較高溫度下時效時更易引起晶界α 相的粗化以及β 晶粒內部分α 片層異常長大（1100℃固溶處理后，可明顯觀察到晶界α 相的粗化），進一步導致其顯微硬度值的降低。

圖9 不同時效溫度下復合材料的顯微組織Fig.9 Microstructures of composites at different aging temperatures

圖10 不同時效溫度下復合材料的顯微硬度測量值Fig.10 Microhardness of composites at different aging temperatures

1.4 時效時間對復合材料顯微組織及性能的影響

圖11 為復合材料經(jīng)980℃/0.5h/AC 和1100℃/0.5h/AC 固溶處理后，在700℃溫度下分別時效1h 和2h 后的顯微組織。兩相區(qū)固溶處理后，對比相同時效溫度不同時效時間下復合材料的顯微組織發(fā)現(xiàn)，β 轉變組織中均析出了大量細小彌散的次生αs相，其含量及片層厚度差別較小，無明顯集束特征，分布紊亂，αs片層平均厚度大約為0.23μm；而單相區(qū)固溶處理后，相同時效溫度下，隨著時效時間的延長，片層α 相逐漸發(fā)生了粗化，長徑比增大，其平均厚度由0.4μm 增加至0.53μm，且晶界α 相也發(fā)生了明顯的粗化。從顯微硬度測試結果可以看出（圖12），980℃溫度固溶后，在700℃溫度下時效1h 和2h 后復合材料顯微硬度接近，這主要是由于兩相區(qū)固溶后，不同的時效時間處理后并未引起起彌散強化作用的αs析出量、尺寸及分布的明顯改變，因此硬度值差別較小，而1100℃溫度固溶處理后，700℃溫度時效1h后復合材料的顯微硬度值明顯高于時效2h 的硬度。單相區(qū)固溶時效后，片層α 相及晶界α 相的粗化是復合材料顯微硬度值下降的主要原因。

圖11 不同時效時間下復合材料的顯微組織Fig.11 Microstructures of composites in different aging time

圖12 不同時效時間下復合材料的顯微硬度測量值Fig.12 Microhardness of composites in different aging time

2 雙重退火工藝研究

圖13 為復合材料在不同溫度下雙重退火后的顯微組織。990℃/0.5h/AC+860 ℃/1h/AC 退火后復合材料基體組織由少量初生αp相和片狀次生α 相組成。當?shù)诙赝嘶饻囟葹?00℃時，組織中初生α 相尺寸差別不大，由于軋制后板材厚度較小，因此空冷冷卻速度較高，退火后β 轉變組織中存在少量針狀馬氏體α′相，進一步增加第二重退火溫度至940℃時，β 轉變組織中針狀馬氏體α′相發(fā)生粗化。不同退火溫度下TiB晶須均未發(fā)生明顯變化，保持為軋制態(tài)帶狀形貌；當?shù)谝恢赝嘶饻囟仍?100℃單相區(qū)時，860℃溫度進行第二重退火后，復合材料組織由部分初生條狀α 相和針狀α 片層組成，且α片層尺寸較小，平均厚度約為0.35μm。900℃溫度進行第二重退火后，α 片層細化，平均片層厚度約為0.25μm。第二重退火溫度增加至940℃時，α 片層發(fā)生粗化，平均片層厚度增加至0.43μm。

圖13 不同雙重退火溫度下的復合材料顯微組織Fig.13 Microstructures of composites at different dual annealing temperatures

結合兩次退火過程分析可知，當?shù)谝恢赝嘶饻囟雀哂谙嘧凕c時，1100℃退火后復合材料基體組織由一次初生α 片層，亞穩(wěn)態(tài)β 相和α′馬氏體組成。860℃溫度進行第二重退火時，亞穩(wěn)態(tài)β 相和馬氏體α′相發(fā)生分解，生成α+β 相，在一次初生α 片層間隙析出二次次生條狀α相，且二重退火保溫過程中一次初生α 片層略微發(fā)生粗化；900℃溫度進行第二重退火時，由于退火溫度高于α→β 相轉變溫度，部分馬氏體相未直接分解，而是轉變?yōu)閬喎€(wěn)β 相，由亞穩(wěn)β 相分解生成α+β 相，因此900℃二重退火后α 片層尺寸明顯更為細?。划斶M一步增加二重退火溫度時，更多的馬氏體相轉變?yōu)閬喎€(wěn)β相，但由于此時退火溫度較高，亞穩(wěn)β 相分解產(chǎn)生的α 片層生長驅動力大，因此退火后片層發(fā)生明顯粗化。當?shù)谝恢赝嘶饻囟鹊陀谙嘧凕c時，990℃退火后復合材料基體組織由初生αp相和β 轉變組織組成。860℃溫度進行第二重退火時，初生αp不發(fā)生變化，β 轉變組織分解為次生αs片層，由于二重退火溫度處在α 相區(qū)上部，β 轉變組織分解產(chǎn)生的次生αs片層發(fā)生了明顯的粗化，平均厚度大約為0.3μm；900℃進行第二重退火時，由于退火溫度高于α→β 相轉變溫度，990℃退火形成的次生αs轉變?yōu)閬喎€(wěn)β 相，由于二重退火冷卻速度較快，因此形成少量針狀馬氏體相，整體β 轉變組織細小致密。當?shù)诙赝嘶饻囟冗M一步增加至940℃時，較高的退火溫度導致馬氏體相發(fā)生分解，形成粗大片狀α 相?？傮w來說，900℃溫度為最佳二重退火溫度，在此溫度下退火可有效細化α 片層，改善片層組織性能。

圖14 為雙重退火后復合材料的顯微硬度測量值。對比不同溫度退火后復合材料顯微硬度值發(fā)現(xiàn)，兩相區(qū)進行第一重退火時，復合材料顯微硬度整體較低，這主要與兩相區(qū)第一重退火后復合材料基體組織中存在的初生αp相有關。單相區(qū)進行第一重退火時，復合材料在900℃第二重退火溫度下獲得最大顯微硬度值509HV，這主要是由于900℃第二重退火獲得的α 片層尺寸細小致密，導致復合材料硬度明顯上升。

圖14 雙重退火后復合材料的顯微硬度測量值Fig.14 Microhardness measurement of composite after dual annealing

結論

（1）TiBw/ TA15 復合材料中初生αp相含量隨α+β 相區(qū)固溶溫度的升高逐漸減少。固溶過程中，軋制退火形成的球狀次生α 相回溶，時效過程中重新以細小針狀αs相析出；單相區(qū)固溶處理后復合材料基體組織為網(wǎng)籃狀組織，α 片層及β 晶粒尺寸隨固溶溫度的升高略微增加，整體顯微組織較細；相同兩相區(qū)固溶溫度下，不同固溶時間所帶來的復合材料基體組織差異較小，αp相及αs尺寸變化不大。

（2）初生αp相含量的減少以及β 轉變組織的增加導致兩相區(qū)固溶后復合材料顯微硬度值增加，α 片層的粗化是單相區(qū)較高溫度下固溶處理后復合材料顯微硬度值下降的關鍵因素；隨時效溫度的升高以及時效時間的延長，組織中次生αs片層和晶界α 相尺寸存在粗化趨勢，且單相區(qū)固溶后的復合材料在較高溫度下時效時更易引起晶界α 相粗化及β 晶粒內部分α 片層異常長大，導致顯微硬度值下降。

（3）采用雙重退火工藝可明顯細化α 片層，復合材料經(jīng)1100℃/0.5h/AC+900℃/1h/AC 的雙重退火工藝處理后，α 片層平均片層厚度約為0.25μm，顯微硬度值明顯高于固溶-時效熱處理工藝。

（4）不同熱處理工藝下，復合材料中TiB 晶須不會發(fā)生明顯變化，仍以軋制后破碎的帶狀形態(tài)分布于基體當中。