固溶冷卻速率對全片層亞穩(wěn)β鈦合金α相形貌的影響

信云鵬，朱知壽，王新南，商國強(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 713801；2 中國航發(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[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鈦合金成為國內(nèi)外學(xué)者研究的重點，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)變點降至室溫以下而又不足以使β相變點低于室溫的合金。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程中相轉(zhuǎn)變的影響。因此，系統(tǒng)研究鈦合金在熱加工過程中的相變過程，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)對其強(qiáng)度和伸長率等性能有顯著影響[11-13]。亞穩(wěn)β鈦合金在冷卻過程中，主要的相轉(zhuǎn)變過程為β相的分解過程，隨著冷卻速率的不同，β相可能分解為中間過渡相ω相、β′相、α′相及α″相等。常輝等[14-15]在研究冷卻速率對Ti-B19顯微組織的影響時發(fā)現(xiàn)，在較低的冷卻速率下，β→α+β的相變過程可以全部完成；在較高的冷卻速率連續(xù)冷卻過程中，Ti-B19鈦合金無法完成β→α+β相變過程，同時該相轉(zhuǎn)變的孕育期隨著冷卻速率的增大而延長。Bruneseaux等[16]采用同步衍射X射線技術(shù)對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)冷卻至室溫的過程中，由于β基體上存在少量α相，新相的析出會優(yōu)先依托存在的α相形核、長大。

楊義等[17]研究全片層BT18Y鈦合金時發(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)果并未提供實驗和理論證據(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，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相周圍偏聚，形成形核質(zhì)點，最終析出長大形成“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)中都報道了“叉狀”結(jié)構(gòu)的形成，同時發(fā)現(xiàn)固溶冷卻速率對其形貌有較大影響，但對這種不規(guī)則的“叉狀結(jié)構(gòu)”的形成過程和轉(zhuǎn)變機(jī)制并沒有統(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 實驗材料與方法

實驗采用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)金相法測定相變點為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熱模擬壓縮試驗機(jī)進(jìn)行熱處理實驗，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顯微硬度計對鈦合金的顯微硬度(HV)進(jìn)行測試。

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場發(fā)射掃描電子顯微鏡，在觀察前經(jīng)過自動拋光機(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透射電子顯微鏡對熱處理后的組織進(jìn)行進(jìn)一步測試分析。本實驗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，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，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，顯微硬度值為250HV。由此可見，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)中存在的長條狀α相均為在兩相區(qū)保溫中遺留下來的，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，說明在固溶熱處理后的冷卻過程中可以發(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，需要一定的時間和驅(qū)動力進(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)間停留的時間較長，具有充足的時間形核長大，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)冷卻過程中發(fā)現(xiàn)的規(guī)律相同，連續(xù)冷卻過程中發(fā)生的相變可以看作無數(shù)個短時等溫相變過程，較高的冷卻速率下，β→α+β相變過程的孕育期較長，形成的次生α相尺寸較小，甚至無法完成；在較低的冷卻速率下，可以完成β→α+β相轉(zhuǎn)變過程，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，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相在固溶冷卻過程中析出長大形成的[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)冷卻過程中，次生α相會依附于已存在的α相開始形核、生長。

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。β基體的電子束入射方向為[111]β，α相電子束入射方向為[110]α，可以發(fā)現(xiàn)在該位置同時存在β相、α相和馬氏體α″相。圖4(c)為固溶冷卻速率40 ℃/min時的條狀α相形貌，可以觀察到在條狀α相端面有細(xì)長“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“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)是其對應(yīng)的傅里葉變換和標(biāo)定，可以觀察到在該區(qū)域同時存在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時的透射電子顯微鏡照片，可以觀察到此時在條狀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，通過對圓圈位置進(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“叉狀”結(jié)構(gòu)周圍進(jìn)行了選區(qū)電子衍射分析，電子束入射方向為[111]β，經(jīng)過標(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，相轉(zhuǎn)變時間極短，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)了中間過渡相的作用，加速了后續(xù)β→α+β的相轉(zhuǎn)變過程。

隨著固溶冷卻速率的降低，停留在高溫區(qū)的時間延長，有充足的熱力學(xué)和動力學(xué)條件使條狀α相端部“叉狀”結(jié)構(gòu)長大?！安鏍睢苯Y(jié)構(gòu)的長大過程中，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，連續(xù)冷卻過程可以理解為多個短時等溫相變的疊加，每一個短時等溫相變過程都會符合JMA關(guān)系，將所有短時等溫相變過程疊加后，其相轉(zhuǎn)變規(guī)律與等溫相變過程一致。因此可以認(rèn)為在連續(xù)冷卻過程中，斜方馬氏體充當(dāng)了β→α+β相轉(zhuǎn)變過程中間過渡相的作用。

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，在冷卻過程中發(fā)生β→α相變，在β基體上會析出次生α相。

(3)在固溶冷卻過程中，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，“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，“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，“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)逐漸變粗長大。

(4)在固溶冷卻速率大于10 ℃/min時，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，“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。