β型鈦合金相變溫度的新型金相測(cè)試方法

(西部金屬材料股份有限公司， 西安 710016)

β型鈦合金與近α型鈦合金、α+β兩相鈦合金相比，具有比強(qiáng)度高，可冷加工成形，可焊性好，容易熱處理，抗疲勞性能好和耐環(huán)境腐蝕等優(yōu)點(diǎn)，主要應(yīng)用于航空領(lǐng)域[1]。β型鈦合金根據(jù)鉬當(dāng)量大小可以分為穩(wěn)定β型鈦合金(鉬當(dāng)量大于10.5%)，亞穩(wěn)β型鈦合金(鉬當(dāng)量介于8%～10.5%)和近β型鈦合金(鉬當(dāng)量低于8%)。

常見的β型鈦合金有TC18，TB6，TB3，TB8等。TC18是名義成分為Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe，鉬當(dāng)量為11.7%的富β型兩相鈦合金，具有高強(qiáng)度、高韌性、高塑性以及淬透性和焊接性好等優(yōu)點(diǎn)，已廣泛用于制造大型飛機(jī)起落橫梁、機(jī)身對(duì)接框等主承力結(jié)構(gòu)件，也可用于制造使用溫度不高于350 ℃的發(fā)動(dòng)機(jī)扇盤和葉片等[2-3]，其組織變化具有近β型鈦合金的特性。TB6為近β型鈦合金的典型牌號(hào)，名義成分為Ti-10V-2Fe-3Al，具有較高的比強(qiáng)度，極好的斷裂性能、抗蠕變性能和良好的耐腐蝕性能，主要用于制造飛機(jī)結(jié)構(gòu)件，如起落架等。TB8屬于亞穩(wěn)β型鈦合金，名義成分為Ti-15Mo-2.7Nb-3Al-0.2Si，是一種高強(qiáng)β型鈦合金，主要用于制造航空航天飛行器中要求具有高強(qiáng)度的緊固件、彈簧組件及結(jié)構(gòu)件等。

β型鈦合金由于添加的元素較多，并且含有鐵和鉻這兩種易偏析元素，成分均勻性很難控制。成分不均勻會(huì)直接導(dǎo)致組織不均勻，如產(chǎn)生β斑或大塊的富α區(qū)，使得材料性能達(dá)不到要求，甚至報(bào)廢。

β型鈦合金的相變溫度對(duì)合金成分很敏感，是檢查β型鈦合金材料偏析的重要參數(shù)。某專項(xiàng)用TC18產(chǎn)品棒材內(nèi)控技術(shù)協(xié)議中要求“同一批次兩根棒材的相變溫度的差值不能超過8 ℃”，通過檢測(cè)其不同部位的相變溫度可以檢驗(yàn)合金成分的均勻性。

常用的鈦合金相變溫度測(cè)定方法有計(jì)算法、熱膨脹法、電阻法、熱分析法、X射線衍射法、連續(xù)升溫金相法等。其中連續(xù)升溫金相法通過在試樣相變點(diǎn)附近不同溫度淬火，觀察組織中初生α相的變化來確定相變點(diǎn)溫度[4]。該方法具有直觀、可靠的突出優(yōu)點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于近α和α+β兩相鈦合金的生產(chǎn)，但在β型鈦合金的應(yīng)用中還存在試驗(yàn)室之間測(cè)試值有歧義的問題。筆者結(jié)合β型鈦合金相變理論，研究了近β及亞穩(wěn)β型鈦合金相變溫度的金相測(cè)試方法。

1 β型鈦合金相變?cè)?/h2>

1.1 β型鈦合金基本相變和平衡相圖

圖1 同晶型β鈦合金的二元相圖Fig.1 Binary phase diagram of isomorphous β-titanium alloy

β型鈦合金的組織變化可以通過同晶型β鈦合金二元相圖來進(jìn)行說明，見圖1，圖中橫坐標(biāo)為β穩(wěn)定元素含量即鉬當(dāng)量。β穩(wěn)定元素的含量增加，則α/β轉(zhuǎn)變溫度降低，當(dāng)鉬超過一定量后，β相可以保留到室溫；含β穩(wěn)定元素的合金自β相區(qū)緩慢冷卻時(shí)，α相將從β相中析出，其成分隨溫度下降沿圖1中ACα曲線變化，β相成分則沿ACβ曲線變化；當(dāng)快速冷卻時(shí),原始β相成分不發(fā)生變化，晶體結(jié)構(gòu)變化為密排斜方晶格，生成馬氏體α′。圖1中Ms和Mf分別為馬氏體相變開始溫度和馬氏體轉(zhuǎn)變終了溫度。一般來說，β穩(wěn)定元素含量越高，相變過程中晶格改變的阻力越大，轉(zhuǎn)變的過冷度越大，Ms及Mf點(diǎn)越低，Ms點(diǎn)降至室溫時(shí)的β穩(wěn)定元素的濃度稱為臨界濃度(Ck)。當(dāng)合金中β穩(wěn)定元素的濃度低于臨界濃度，β相快速冷卻時(shí)(水冷或油冷)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，緩慢冷卻時(shí)(爐冷)析出α+β相。當(dāng)合金中β穩(wěn)定元素的濃度大于臨界濃度，且冷卻速度不夠快時(shí)，β相則轉(zhuǎn)變?yōu)棣叵啵豢焖倮鋮s時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)閬喎€(wěn)β相；緩慢爐冷時(shí)β相也會(huì)析出α相從而形成α+β組織[5]。

1.2 β相緩慢冷卻過程中的α相變

α相的析出過程是一個(gè)形核、長(zhǎng)大的過程，形核位置、晶核數(shù)量、長(zhǎng)大速率與合金成分及冷卻條件有關(guān)。當(dāng)冷卻速率很慢時(shí)，由于產(chǎn)生的過冷度很小，晶核只能在晶界上形成并生長(zhǎng)為板條狀α。晶界上的晶核也會(huì)向晶內(nèi)生長(zhǎng)，形成位向相同、相互平行的長(zhǎng)條狀組織，一般稱為平直α組織。當(dāng)冷卻速率不夠慢，則在晶粒內(nèi)部也可以形核，晶核長(zhǎng)成獨(dú)自的α片叢。α片叢的大小受諸多因素影響，加熱溫度越高、保溫時(shí)間越長(zhǎng)、β穩(wěn)定元素含量越多、β相變溫度越低、冷卻速率越慢以及在β相區(qū)的變形加工量越小，形成的α片叢越大[5]。

1.3 加熱過程中亞穩(wěn)β相的分解

亞穩(wěn)β相的分解過程是很復(fù)雜的。在加熱溫度較低時(shí)，合金元素發(fā)生偏聚，β相分離為溶質(zhì)原子貧化區(qū)和溶質(zhì)原子富集區(qū)。進(jìn)一步提高溫度或延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間，視β相化學(xué)成分的不同，從β貧化區(qū)析出ω或α，然后分解為平衡的α相和β相，即:β亞→β富+β貧(β′),β貧→α→α+β, β富→α+β。在分解反應(yīng)中，β富和β′具有相同的晶格，粒子極小且均勻彌散，β′分解產(chǎn)生的α相也細(xì)小彌散。當(dāng)β相從高溫冷卻，在冷卻速率不是很慢時(shí)也會(huì)發(fā)生上述反應(yīng)，析出彌散的質(zhì)點(diǎn)，但反應(yīng)不能充分進(jìn)行。對(duì)于α+β型鈦合金，如TC18，當(dāng)合金中β相含量(體積分?jǐn)?shù)，下同)為30%～50%時(shí)，其淬火后得到亞穩(wěn)β相和亞穩(wěn)β相分解產(chǎn)生的少量彌散α相。β型鈦合金中的亞穩(wěn)型鈦合金和近β型鈦合金在單相區(qū)固溶，水冷后可將高溫β相保留至室溫，得到亞穩(wěn)β相，經(jīng)時(shí)效處理后可析出彌散分布的α和β相[5]。

2 試驗(yàn)方法

β型鈦合金交貨時(shí)的組織為單相等軸β，無初生α，因此金相法測(cè)試相變溫度需要對(duì)試樣進(jìn)行預(yù)熱處理以形成初生α。根據(jù)相變理論，β型鈦合金加熱到β相區(qū)后緩慢冷卻或經(jīng)一定的時(shí)效處理都能析出初生α。

該試驗(yàn)采用將試樣加熱到β相區(qū)后緩慢冷卻的預(yù)熱處理，得到初生α。在該組織的相變溫度附近加熱淬火，晶內(nèi)的初生α板條先溶解，晶界上的初生α板條后溶解。晶界上板條α含量小于1%和等于0%的相鄰溫度區(qū)間即為β型鈦合金相變溫度區(qū)間。由于β型鈦合金存在微區(qū)成分偏析，局部區(qū)域相變溫度會(huì)升高，因此預(yù)熱處理的保溫溫度選擇在理論β轉(zhuǎn)變溫度之上30～50 ℃。

試驗(yàn)材料為西北有色金屬研究性集團(tuán)提供的棒材或鍛件，試樣尺寸為φ10 mm×10 mm。選取常見的近β型和亞穩(wěn)β型鈦合金典型牌號(hào)TC18，TB6，TB3，TB8進(jìn)行相變溫度測(cè)試，其熱處理工藝見表1。試樣預(yù)熱處理后保溫60 min，淬火處理后保溫40 min，淬火溫度間隔為5 ℃，介質(zhì)為水，淬火試樣轉(zhuǎn)移時(shí)間不超過5 s。將熱處理后的試樣制成金相試樣，使用奧林巴斯GX51型倒置光學(xué)顯微鏡觀察組織的變化。

表1 β型鈦合金的熱處理工藝Tab.1 Heat treatment process of β-titanium alloys

3 結(jié)果與討論

3.1 預(yù)熱處理后β型鈦合金的組織變化

預(yù)熱處理后不同β型鈦合金的顯微組織形貌如圖2所示，可見其組織均為初生α+β，初生α以板條形態(tài)分布在原始β晶內(nèi)和晶界上。根據(jù)平衡相變理論，從β相區(qū)緩冷至相變點(diǎn)以下40～50 ℃，就可析出滿足試驗(yàn)測(cè)試要求的板條α相，但板條α相的數(shù)量少不便于觀察。通過預(yù)熱處理后，從β相區(qū)爐冷至650 ℃空冷析出的板條α和從β相區(qū)爐冷至室溫析出的板條α大小相當(dāng)，能夠滿足試驗(yàn)觀察的要求，同時(shí)也減少了預(yù)熱處理的時(shí)間。

圖2 不同β型鈦合金預(yù)熱處理后的顯微組織形貌Fig.2 Microstructure morphology of different β-titanium alloys after preheat treatment

3.2 TC18的相變溫度

TC18經(jīng)淬火水冷處理后的顯微組織形貌如圖3所示。試樣經(jīng)860 ℃淬火后晶界和晶內(nèi)有未溶解的呈空心扁橢圓狀的條狀初生α；870 ℃淬火后晶界上仍有少量條狀初生α，其體積分?jǐn)?shù)為0.8%，晶內(nèi)無板條α，黑色圓點(diǎn)為β相淬火過程中析出的球狀α，其形貌為空心圓球；875 ℃淬火后晶界上的條狀初生α消失，晶內(nèi)仍有少量球狀α。由此可知，TC18鈦合金的相變溫度區(qū)間為870～875 ℃。

圖3 TC18試樣在不同溫度下淬火后的顯微組織形貌Fig.3 Microstructure morphology of TC18 samples after quenching at different temperatures

3.3 TB6的相變溫度

TB6經(jīng)淬火水冷處理后的顯微組織形貌如圖4所示。淬火溫度為780，790，800 ℃時(shí)，試樣組織為晶界板條α+晶內(nèi)板條α+亞穩(wěn)β；805 ℃淬火后晶界上有少量未溶解的條狀初生α，其體積分?jǐn)?shù)為0.3%，晶內(nèi)為針狀α′；810 ℃淬火后顯微組織為α′。由此可知，TB6鈦合金的相變溫度區(qū)間為805～810 ℃。

圖4 TB6試樣在不同溫度下淬火后的顯微組織形貌Fig.4 Microstructure morphology of TB6 samples after quenching at different temperatures

3.4 TB3的相變溫度

TB3的淬火溫度選擇760～790 ℃，其經(jīng)淬火水冷處理后的顯微組織形貌如圖5所示。785 ℃淬火后在亞穩(wěn)β晶界上存在短棒狀的初生α，體積分?jǐn)?shù)為0.7%。790 ℃淬火后組織為亞穩(wěn)等軸β晶粒+晶內(nèi)黑色點(diǎn)狀氧化物，無初生α，黑色點(diǎn)狀氧化物高倍下為實(shí)心圓點(diǎn)，其形態(tài)特征有別于板條α。由此可知，TB3鈦合金的相變溫度區(qū)間為785～790 ℃。

3.5 TB8的相變溫度

TB8的淬火溫度選擇800～885 ℃，其經(jīng)淬火水冷處理后的顯微組織形貌如圖6所示。TB8試樣在850，860,870 ℃淬火后的初生α體積分?jǐn)?shù)分別為2.8%，1.5%，0.8%。試樣在880 ℃淬火后，亞穩(wěn)β晶界還存在細(xì)小的短棒狀初生α，其體積分?jǐn)?shù)為0.5%。885 ℃淬火后亞穩(wěn)β相上短棒狀的初生α消失，第二相析出物在晶內(nèi)呈圓圈狀，形態(tài)和大小近似于時(shí)效析出的球狀α。由此可知，TB8鈦合金的相變溫度區(qū)間為880～885 ℃。

3.6 綜合分析

β型鈦合金相變溫度的測(cè)試方法一般參照GB/T 23605-2009《鈦合金β轉(zhuǎn)變溫度測(cè)定方法》，該標(biāo)準(zhǔn)方法應(yīng)用于β型鈦合金存在以下不足：

圖5 TB3試樣在不同溫度下淬火后的顯微組織形貌Fig.5 Microstructure morphology of TB3 samples after quenching at different temperatures

圖6 TB8試樣在不同溫度下淬火后的顯微組織形貌Fig.6 Microstructure morphology of TB8 samples after quenching at different temperatures

(1) 該方法不能涵蓋β型鈦合金所有熱處理狀態(tài)，只適用于有初生α的熱加工態(tài)和時(shí)效態(tài)鈦合金，不適用于固溶態(tài)鈦合金。固溶態(tài)β型鈦合金的組織為單相等軸β，在相變溫度以下加熱淬火時(shí)，由于保溫時(shí)間只有40 min，β晶粒雖然能析出初生α，但量非常少，在光學(xué)顯微鏡下觀察到的組織仍為單相等軸β，觀察不到初生α的變化，因此無法測(cè)定固溶態(tài)β型鈦合金的相變溫度。

(2) 測(cè)定的β型鈦合金相變溫度穩(wěn)定性差，同一批號(hào)同一爐號(hào)不同實(shí)驗(yàn)室測(cè)得的相變溫度值相差20～30 ℃。β型鈦合金中加入了大量的β穩(wěn)定元素，合金元素和雜質(zhì)元素含量較高，導(dǎo)致某些牌號(hào)的材料中含有高熔點(diǎn)金屬氧化物雜質(zhì)，如TB3中存在一定量鉬和釩的球狀氧化物；有的β型合金在相變溫度附近熱處理時(shí)會(huì)生成高熔點(diǎn)的第二相，如β-C合金中會(huì)析出鉻化物，該試驗(yàn)中TB8鈦合金在相變點(diǎn)附近的溫度區(qū)間析出了和初生α大小相當(dāng)?shù)那驙畹诙啵荒承┐阃感圆畹暮辖鹪诖慊鹄鋮s過程中，總會(huì)析出一定量的球狀α，如TC18鈦合金在相變溫度以上10 ℃淬火后就會(huì)析出球狀初生α。這些夾雜、第二相與β型合金時(shí)效析出的α相的大小和形態(tài)相似，給相變點(diǎn)測(cè)試過程中初生α的觀察帶來了干擾，使得測(cè)試值存在不可靠、不穩(wěn)定的問題。

(3) GB/T 23605-2009中規(guī)定初生α含量小于3%的試樣所反映的溫度為相變溫度，但這個(gè)相變溫度值不能滿足精準(zhǔn)測(cè)定相變溫度的要求，遠(yuǎn)小于真值。鈦合金的相變溫度區(qū)間也稱β轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間，是指在相變點(diǎn)測(cè)試過程中，鈦及鈦合金組織中α相完全消失和未完全消失的相鄰溫度區(qū)間[4]。測(cè)定相變溫度區(qū)間下限時(shí)的初生α對(duì)合金的成分非常敏感，同一牌號(hào)，不同爐次的材料，由于合金元素和雜質(zhì)元素的波動(dòng)，對(duì)應(yīng)的初生α含量也不同。850 ℃測(cè)得的TB8鈦合金中初生α含量小于3%，按照GB/T 23605-2009，其相變溫度區(qū)間為850～855 ℃，而實(shí)際測(cè)得的相變溫度區(qū)間為880～885 ℃，低于真值30 ℃。

上述測(cè)試結(jié)果表明，板條狀初生α的形態(tài)能有效區(qū)別于淬火冷卻中亞穩(wěn)β析出的球狀初生α、合金高溫下析出的第二相以及熔煉過程中的難熔金屬雜質(zhì)。通過預(yù)熱處理調(diào)整初生α形態(tài)，可有效去除雜相的干擾，保證金相法測(cè)定β型鈦合金相變溫度值的穩(wěn)定性。也解決了固溶態(tài)β鈦合金無初生α的問題，同時(shí)也調(diào)整了熱變形和時(shí)效態(tài)初生α的形態(tài)，為下一步準(zhǔn)確測(cè)量相變溫度提供了基礎(chǔ)。由于初生α的大小與合金成分有關(guān)，在觀察晶界初生α?xí)r可選擇200倍或更高的放大倍數(shù)。

β型鈦合金相變點(diǎn)的測(cè)試結(jié)果表明：各典型鈦合金相變溫度區(qū)間的下限溫度對(duì)應(yīng)的晶界板條α含量小于1%，因此定義晶界板條α含量小于1%和等于0%對(duì)應(yīng)的溫度區(qū)間為β型鈦合金相變溫度區(qū)間，該相變溫度區(qū)間更加接近真值，為近β型鈦合金的鍛造提供了保障。

通過對(duì)TC18，TB6，TB8，TB3鈦合金相變溫度測(cè)試結(jié)果的分析，證明該β型鈦合金相變溫度金相測(cè)試方法切實(shí)可行，解決了現(xiàn)有標(biāo)準(zhǔn)方法的不足。同時(shí)，測(cè)得材料的相變溫度范圍高于GB/T 23605-2009附錄A中提供的相變溫度范圍，后者是按合金牌號(hào)的名義成分，通過相變點(diǎn)計(jì)算法給出的。而β型鈦合金的主體成分范圍比較寬，不同生產(chǎn)單位同一牌號(hào)的β型鈦合金的成分配比也是不一樣的，測(cè)得的相變溫度會(huì)在資料給出的范圍內(nèi)波動(dòng)也是正常的。

4 結(jié)論

(1) β型鈦合金相變溫度的新金相測(cè)試方法為：對(duì)試樣進(jìn)行預(yù)熱處理，在理論相變溫度以上30～50 ℃保溫40 min爐冷至650 ℃后空冷。然后觀察晶界上的板條α，晶界板條α含量小于1%和等于0%對(duì)應(yīng)的溫度區(qū)間即為β型鈦合金的相變溫度區(qū)間。

(2) 通過對(duì)TC18，TB6，TB3，TB8鈦合金相變溫度進(jìn)行測(cè)試，證明該金相測(cè)試方法切實(shí)可行，解決了現(xiàn)有GB/T 23605-2009標(biāo)準(zhǔn)決定測(cè)試方法的不足。