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        固溶冷卻速率對(duì)全片層亞穩(wěn)β鈦合金α相形貌的影響

        2022-10-24 02:11:14信云鵬朱知壽王新南商國(guó)強(qiáng)王彥偉李明兵
        材料工程 2022年10期
        關(guān)鍵詞:結(jié)構(gòu)

        信云鵬,朱知壽,王新南,商國(guó)強(qiáng),王彥偉,李明兵

        (1 航空工業(yè)陜西宏遠(yuǎn)航空鍛造有限責(zé)任公司,陜西 咸陽(yáng) 713801;2 中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院,北京 100095)

        鈦及鈦合金由于其優(yōu)異的綜合力學(xué)性能、低密度、高比強(qiáng)度和良好的抗腐蝕性能等特點(diǎn)[1-4],在航空、航天等高技術(shù)領(lǐng)域具有廣泛應(yīng)用,甚至鈦合金在飛行器上的應(yīng)用水平已成為衡量選材先進(jìn)程度的標(biāo)志[5-7]。其中,亞穩(wěn)β鈦合金成為國(guó)內(nèi)外學(xué)者研究的重點(diǎn),亞穩(wěn)β鈦合金是指鈦合金中所含有的β穩(wěn)定元素含量達(dá)到使馬氏體轉(zhuǎn)變點(diǎn)降至室溫以下而又不足以使β相變點(diǎn)低于室溫的合金。亞穩(wěn)β鈦合金在β相區(qū)固溶后快速冷卻,可以使β晶粒完整地保存至室溫,所以其具有高的熱處理強(qiáng)化效應(yīng)、良好的淬透性和熱加工性能以及優(yōu)良的強(qiáng)韌性匹配性能和抗疲勞性能,使其成為主承力結(jié)構(gòu)件理想的材料[8-10]。

        在鈦合金成分確定的條件下,其服役性能取決于鈦合金在熱加工過(guò)程中形成的宏觀和微觀組織,而其宏觀組織和顯微組織特征則受到在熱加工過(guò)程中相轉(zhuǎn)變的影響。因此,系統(tǒng)研究鈦合金在熱加工過(guò)程中的相變過(guò)程,深入了解鈦合金使用狀態(tài)下的宏觀和顯微組織的形成過(guò)程與機(jī)理,進(jìn)而形成鈦合金成分-工藝-組織-性能之間的精確關(guān)系成為國(guó)內(nèi)外學(xué)者的研究目標(biāo)。

        亞穩(wěn)β鈦合金中α相形貌、含量及分布狀態(tài)對(duì)其強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率等性能有顯著影響[11-13]。亞穩(wěn)β鈦合金在冷卻過(guò)程中,主要的相轉(zhuǎn)變過(guò)程為β相的分解過(guò)程,隨著冷卻速率的不同,β相可能分解為中間過(guò)渡相ω相、β′相、α′相及α″相等。常輝等[14-15]在研究冷卻速率對(duì)Ti-B19顯微組織的影響時(shí)發(fā)現(xiàn),在較低的冷卻速率下,β→α+β的相變過(guò)程可以全部完成;在較高的冷卻速率連續(xù)冷卻過(guò)程中,Ti-B19鈦合金無(wú)法完成β→α+β相變過(guò)程,同時(shí)該相轉(zhuǎn)變的孕育期隨著冷卻速率的增大而延長(zhǎng)。Bruneseaux等[16]采用同步衍射X射線技術(shù)對(duì)Ti17鈦合金以三種不同冷卻速率由900 ℃連續(xù)冷卻至室溫的相變動(dòng)力學(xué)進(jìn)行分析,研究表明析出α相的體積分?jǐn)?shù)隨冷卻速率的降低而增加,而且殘留的β基體的晶格參數(shù)隨之增大。在從兩相區(qū)連續(xù)冷卻至室溫的過(guò)程中,由于β基體上存在少量α相,新相的析出會(huì)優(yōu)先依托存在的α相形核、長(zhǎng)大。

        楊義等[17]研究全片層BT18Y鈦合金時(shí)發(fā)現(xiàn)在條狀α相端部出現(xiàn)分叉,形成“叉狀結(jié)構(gòu)”,認(rèn)為是條狀α相各部位與β相之間的相界面結(jié)構(gòu)和界面能的不同,使α相端部在兩相區(qū)固溶后形成“叉狀”結(jié)構(gòu),但其分析結(jié)果并未提供實(shí)驗(yàn)和理論證據(jù)支持。Lu等[18]研究激光熔覆Ti-6Al-4V鈦合金顯微組織變化時(shí),認(rèn)為“叉狀”結(jié)構(gòu)是由于β相分解擴(kuò)散形成的,元素在條狀α相周?chē)郏纬尚魏速|(zhì)點(diǎn),最終析出長(zhǎng)大形成“叉狀”結(jié)構(gòu)。李佳[19]研究激光熔覆TA15鈦合金組織變化時(shí)發(fā)現(xiàn),隨著兩相區(qū)固溶溫度的提高,淬火后得到的α′體積分?jǐn)?shù)越多,條狀α相變成“叉狀”結(jié)構(gòu)的可能性也越大。Zhang等[20]研究發(fā)現(xiàn)Ti-6Al-2Cr-2Mo-2Sn-2Zr合金中α相變成“叉狀”結(jié)構(gòu)與固溶冷卻速率有關(guān)。諸多文獻(xiàn)中都報(bào)道了“叉狀”結(jié)構(gòu)的形成,同時(shí)發(fā)現(xiàn)固溶冷卻速率對(duì)其形貌有較大影響,但對(duì)這種不規(guī)則的“叉狀結(jié)構(gòu)”的形成過(guò)程和轉(zhuǎn)變機(jī)制并沒(méi)有統(tǒng)一的結(jié)論。

        TB17是北京航空材料研究院自主研發(fā)的強(qiáng)度超過(guò)1350 MPa的亞穩(wěn)β鈦合金,具有良好的強(qiáng)韌性匹配性能。在固溶熱處理之后,TB17鈦合金條狀α相形貌發(fā)生較大變化,形成“叉狀”結(jié)構(gòu)。本工作在兩相區(qū)進(jìn)行固溶熱處理,研究固溶冷卻速率對(duì)TB17鈦合金條狀α相形貌的影響,并分析“叉狀”結(jié)構(gòu)的形成機(jī)制。

        1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

        實(shí)驗(yàn)采用TB17鈦合金,其名義成分組成如表1所示。

        表1 TB17鈦合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of TB17 titanium alloy (mass fraction/%)

        TB17鈦合金經(jīng)金相法測(cè)定相變點(diǎn)為842 ℃,經(jīng)準(zhǔn)β鍛造后的顯微組織如圖1所示,可以看出合金為典型的網(wǎng)籃組織。從鈦合金鍛坯上取φ20 mm×50 mm的試樣進(jìn)行熱處理,采用Gleeble-3800熱模擬壓縮試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行熱處理實(shí)驗(yàn),熱處理制度:在817 ℃保溫60 min,分別以1,5,10,20,30,40,80,200 ℃/min的冷速冷卻到室溫。采用HXS-1000顯微硬度計(jì)對(duì)鈦合金的顯微硬度(HV)進(jìn)行測(cè)試。

        圖1 準(zhǔn)β鍛造后TB17鈦合金的顯微組織Fig.1 Microstructure of TB17 titanium alloy after quasi β forging

        采用電火花線切割在熱處理溫度穩(wěn)定區(qū)域取樣。顯微組織觀察采用FEI Nava SEM450場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡,在觀察前經(jīng)過(guò)自動(dòng)拋光機(jī)拋光,然后將樣品在10%(體積分?jǐn)?shù),下同)HF+7%HNO3+83%H2O腐蝕液中進(jìn)行腐蝕處理。采用FEI Titan透射電子顯微鏡對(duì)熱處理后的組織進(jìn)行進(jìn)一步測(cè)試分析。本實(shí)驗(yàn)中透射電子顯微鏡試樣采用兩種方法制備:(1)利用電火花線切割從試樣上切出0.3 mm×4 mm×4 mm左右的薄片,用砂紙磨到50 μm后,裁剪出直徑3 mm的圓片,用電解雙噴法制備透射電子顯微鏡試樣,雙噴電解液為70%CH3OH+9%HClO4+21%C4H10O,電壓20 V,電流50~55 mA,溫度-15~-20 ℃;(2)采用FEI Helios 660i 聚焦離子束系統(tǒng),利用聚焦離子束在需要觀察區(qū)域進(jìn)行精確切割制備透射電子顯微鏡試樣,可以精確采集到條狀α相端部位置試樣進(jìn)行表征。

        2 結(jié)果與分析

        2.1 固溶冷卻速率對(duì)合金力學(xué)性能的影響

        圖2為不同固溶冷卻速率下試樣的顯微硬度,當(dāng)固溶冷卻速率為1 ℃/min時(shí),顯微硬度約為320HV,隨著固溶冷卻速率的增加,顯微硬度值急劇下降,當(dāng)固溶冷卻速率達(dá)到40 ℃/min時(shí),顯微硬度值為265HV,下降速率逐漸降低,當(dāng)固溶冷卻速率增加到200 ℃/min時(shí),顯微硬度值為250HV。由此可見(jiàn),固溶冷卻速率在1~200 ℃/min的范圍內(nèi),隨著固溶冷卻速率的增加,合金的顯微硬度逐漸降低。

        圖2 固溶冷卻速率對(duì)試樣力學(xué)性能的影響Fig.2 Effect of solid solution cooling rate on mechanical properties of samples

        2.2 固溶冷卻速率對(duì)合金條狀α相形貌的影響

        圖3為817 ℃保溫1 h后,以不同冷卻速率冷卻到室溫后合金的顯微組織照片。在圖3(a)中存在的長(zhǎng)條狀α相均為在兩相區(qū)保溫中遺留下來(lái)的,而在圖3(b)~(d)中,除了存在尺寸較大的條狀α相外,在β基體上還有細(xì)小的次生α相的存在,說(shuō)明在固溶熱處理后的冷卻過(guò)程中可以發(fā)生β→α相變,并且隨著固溶冷卻速率的降低,次生α相的數(shù)量逐漸增多,尺寸逐漸增大。

        β→α相變是擴(kuò)散型相變,需要一定的時(shí)間和驅(qū)動(dòng)力進(jìn)行擴(kuò)散,隨著固溶冷卻速率的降低,試樣在較高溫度區(qū)間停留的時(shí)間較長(zhǎng),具有充足的時(shí)間形核長(zhǎng)大,次生α相的尺寸隨著固溶冷卻速率的降低逐漸增加[21-22]。這與常輝[15]研究Ti-B19鈦合金在連續(xù)冷卻過(guò)程中發(fā)現(xiàn)的規(guī)律相同,連續(xù)冷卻過(guò)程中發(fā)生的相變可以看作無(wú)數(shù)個(gè)短時(shí)等溫相變過(guò)程,較高的冷卻速率下,β→α+β相變過(guò)程的孕育期較長(zhǎng),形成的次生α相尺寸較小,甚至無(wú)法完成;在較低的冷卻速率下,可以完成β→α+β相轉(zhuǎn)變過(guò)程,所形成的次生α相尺寸也隨著固溶冷卻速率的降低而增大。同時(shí),由于次生α相隨著固溶冷卻速率的降低,逐漸在β基體上析出,尺寸和數(shù)量也隨之增加,因此顯微硬度也逐漸增加,其顯微硬度變化趨勢(shì)與圖2所示一致。

        此外,在圖3(b)~(d)中可以觀察到條狀α相端部均存在“叉狀”結(jié)構(gòu),這主要是α相在固溶冷卻過(guò)程中析出長(zhǎng)大形成的[9],并且隨著固溶冷卻速率的降低,“叉狀”結(jié)構(gòu)由細(xì)長(zhǎng)的“針狀”(圖3(b))逐漸變粗大(圖3(d)),表明“叉狀”結(jié)構(gòu)的形成與演化受到固溶冷卻速率的顯著影響[23-25]。這與常輝[15]、Bruneseaux等[16]的研究結(jié)果一致,即從兩相區(qū)固溶連續(xù)冷卻過(guò)程中,次生α相會(huì)依附于已存在的α相開(kāi)始形核、生長(zhǎng)。

        圖3 不同固溶冷卻速率下條狀α相形貌的SEM照片(a)200 ℃/min;(b)40 ℃/min;(c)10 ℃/min;(d)1 ℃/minFig.3 SEM photographs of strip α phase morphology at different solid solution cooling rates(a)200 ℃/min;(b)40 ℃/min;(c)10 ℃/min;(d)1 ℃/min

        2.3 固溶冷卻速率對(duì)合金相轉(zhuǎn)變的影響

        為了進(jìn)一步分析“叉狀”結(jié)構(gòu)的形成機(jī)制,采用透射電子顯微鏡對(duì)顯微組織進(jìn)行分析。圖4為不同固溶冷卻速率冷卻到室溫的條狀α相形貌,圖4(a)為以200 ℃/min冷卻到室溫后的條狀α相相貌,可以觀察到條狀α相端部較為圓滑,沒(méi)有“叉狀”結(jié)構(gòu)的出現(xiàn),在其端部區(qū)域進(jìn)行選區(qū)電子衍射,得到如圖4(b)所示的選區(qū)電子衍射斑點(diǎn)。β基體的電子束入射方向?yàn)閇111]β,α相電子束入射方向?yàn)閇110]α,可以發(fā)現(xiàn)在該位置同時(shí)存在β相、α相和馬氏體α″相。圖4(c)為固溶冷卻速率40 ℃/min時(shí)的條狀α相形貌,可以觀察到在條狀α相端面有細(xì)長(zhǎng)“針狀”結(jié)構(gòu)延伸到β基體中,“針狀”結(jié)構(gòu)的寬度約為14 nm。對(duì)“針狀”結(jié)構(gòu)進(jìn)行分析,圖4(d)為該位置的高分辨圖片,圖4(e)是其對(duì)應(yīng)的傅里葉變換和標(biāo)定,可以觀察到在該區(qū)域同時(shí)存在α和α″相。

        圖4 不同固溶冷卻速率下條狀α相形貌TEM照片及選區(qū)電子衍射(a)水冷后條狀α相形貌;(b)圖(a)圓圈位置的選區(qū)電子衍射及標(biāo)定;(c)40 ℃/min冷速下的條狀α相形貌;(d)圖(c)圓圈位置的高分辨透射電子顯微鏡照片;(e)圖(d)對(duì)應(yīng)的傅里葉變換及標(biāo)定Fig.4 TEM photographs of strip α phase morphology and SAED at different solid solution cooling rates(a)strip α phase morphology after water cooling;(b)SAED and calibration of circle position in fig.(a);(c)strip α phase morphology after cooling at 40 ℃/min;(d)HRTEM of circle position in fig.(c);(e)FFT and calibration of fig.(d)

        圖5(a)為固溶冷卻速率10 ℃/min時(shí)的透射電子顯微鏡照片,可以觀察到此時(shí)在條狀α相端面已經(jīng)形成了較為粗大的“叉狀”結(jié)構(gòu),“叉狀”結(jié)構(gòu)寬度約為100 nm,通過(guò)對(duì)圓圈位置進(jìn)行選區(qū)電子衍射分析,發(fā)現(xiàn)仍然存在馬氏體α″相。圖5(c)為固溶冷卻速率1 ℃/min時(shí)的透射電子顯微鏡照片,可以觀察到條狀α相的端面形成粗大的“叉狀”結(jié)構(gòu),寬度約為300 nm,對(duì)“叉狀”結(jié)構(gòu)周?chē)M(jìn)行了選區(qū)電子衍射分析,電子束入射方向?yàn)閇111]β,經(jīng)過(guò)標(biāo)定分析,未發(fā)現(xiàn)存在馬氏體α″相。隨著固溶冷卻速率的降低,條狀α相端部逐漸形成“叉狀”結(jié)構(gòu),并且逐漸變得粗大,同時(shí)形成的不穩(wěn)定的斜方馬氏體α″相逐漸消失,轉(zhuǎn)變?yōu)棣料唷?/p>

        圖5 不同固溶冷卻速率下條狀α相形貌TEM圖及選區(qū)電子衍射(a)10 ℃/min冷速下的條狀α相形貌;(b)圖(a)圓圈位置對(duì)應(yīng)的選區(qū)電子衍射及標(biāo)定;(c)爐冷后的條狀α相形貌;(d)圖(c)圓圈位置對(duì)應(yīng)的選區(qū)電子衍射及標(biāo)定Fig.5 TEM images of strip α phase morphology and SAED at different solid solution cooling rates(a)strip α phase morphology after cooling at 10 ℃/min;(b)SAED and calibration of circle position in fig.(a);(c)strip α phase morphology after furnace cooling;(d)SAED and calibration of circle position in fig.(c)

        根據(jù)上述表征結(jié)果,可以得到如圖6所示的“叉狀”結(jié)構(gòu)演變示意圖,在固溶水冷條件下條狀α相與β相界面處,存在少量的斜方馬氏體α″相,包裹在條狀α相外側(cè)。斜方馬氏體α″相是由β相切變而來(lái),相轉(zhuǎn)變時(shí)間極短,不需要原子擴(kuò)散的參與,所以在較高的固溶冷卻速率下形成了斜方馬氏體相。由于在界面處存在斜方馬氏體相,條狀α相的端部拐角處的錯(cuò)配度較大,使基體具有較大的應(yīng)變,為“叉狀”結(jié)構(gòu)的形成提供了條件[14]。在連續(xù)冷卻過(guò)程中,隨著α相的不斷析出,α相穩(wěn)定元素不斷向α相中聚集,由于相界面處晶格畸變較大,形成較為快速的擴(kuò)散通道,切變形成的斜方馬氏體充當(dāng)了中間過(guò)渡相的作用,加速了后續(xù)β→α+β的相轉(zhuǎn)變過(guò)程。

        隨著固溶冷卻速率的降低,停留在高溫區(qū)的時(shí)間延長(zhǎng),有充足的熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)條件使條狀α相端部“叉狀”結(jié)構(gòu)長(zhǎng)大?!安鏍睢苯Y(jié)構(gòu)的長(zhǎng)大過(guò)程中,原子發(fā)生擴(kuò)散,不穩(wěn)定的馬氏體相轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定的α相,最終形成“叉狀”結(jié)構(gòu)。同時(shí),連續(xù)冷卻過(guò)程可以理解為多個(gè)短時(shí)等溫相變的疊加,每一個(gè)短時(shí)等溫相變過(guò)程都會(huì)符合JMA關(guān)系,將所有短時(shí)等溫相變過(guò)程疊加后,其相轉(zhuǎn)變規(guī)律與等溫相變過(guò)程一致。因此可以認(rèn)為在連續(xù)冷卻過(guò)程中,斜方馬氏體充當(dāng)了β→α+β相轉(zhuǎn)變過(guò)程中間過(guò)渡相的作用。

        圖6 條狀α相端部“叉狀”結(jié)構(gòu)演變示意圖Fig.6 Schematic diagram of “fork-like” structure evolution at the end of the strip α phase

        3 結(jié)論

        (1)網(wǎng)籃組織的TB17鈦合金經(jīng)兩相區(qū)固溶后,隨著固溶冷卻速率的降低,合金的顯微硬度逐漸增加。

        (2)網(wǎng)籃組織的TB17鈦合金經(jīng)兩相區(qū)固溶后,在冷卻過(guò)程中發(fā)生β→α相變,在β基體上會(huì)析出次生α相。

        (3)在固溶冷卻過(guò)程中,條狀α相端面形成“叉狀”結(jié)構(gòu)。當(dāng)固溶冷卻速率為40 ℃/min時(shí),“叉狀”結(jié)構(gòu)的寬度約為14 nm,當(dāng)固溶冷卻速率為10 ℃/min時(shí),“叉狀”結(jié)構(gòu)的寬度約為100 nm,當(dāng)固溶冷卻速率為1 ℃/min(爐冷)時(shí),“叉狀”結(jié)構(gòu)的寬度約為300 nm,隨著固溶冷卻速率的降低,“叉狀”結(jié)構(gòu)逐漸變粗長(zhǎng)大。

        (4)在固溶冷卻速率大于10 ℃/min時(shí),條狀α相側(cè)面和端面包裹著斜方馬氏體α″相,馬氏體相的存在促進(jìn)了α相轉(zhuǎn)變和“叉狀”結(jié)構(gòu)的形成。固溶冷卻速率逐漸降低至相當(dāng)于爐冷速率的1 ℃/min時(shí),“叉狀”結(jié)構(gòu)變粗,條狀α相的端面和側(cè)面的斜方馬氏體相消失,發(fā)生α″→α相變。

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