固溶溫度對TB6鈦合金微觀組織的影響

應俊龍，賈夢夢，李智勇

(1.昌河飛機工業（集團）有限責任公司，江西 景德鎮 330034)

(2.陸軍裝備部某航空軍事代表室，江西 景德鎮 330034)

隨著航空制造業技術的不斷發展,飛機結構件呈現整體化、大型化和復雜化的趨勢，傳統鋼材性能越來越難以滿足設計及制造需求[1]。TB6（名義成分為Ti-10V-2Fe-3Al）屬于近β型鈦合金[2-3]，具有優良的綜合性能，例如高的比強度、優良的斷裂韌性、較好的耐蝕性能、良好的高溫性能、較優的高周疲勞性能、較低的彈性模量等，在航空航天、船舶、武器裝備等領域得到了廣泛應用。TB6鈦合金用來制造大尺寸、高強度鍛件時，依舊可獲得強韌性、疲勞抗力的良好匹配，因而成為飛機旋翼系統、起落架、緊固件等重要部件的候選材料[4-5]。固溶時效處理是TB6鈦合金的主要熱處理方式，可以顯著提升合金的力學性能。而固溶處理是第一步、也是最為關鍵的一步，因此重點研究了TB6鈦合金在不同固溶溫度下的相組成以及微觀組織隨溫度的變化規律，以期為工業生產中其固溶溫度的選擇提供依據。

1 實 驗

1.1 實驗材料

實驗材料為鍛造態TB6鈦合金棒材，規格為φ150 mm×90 mm，符合GJB 2218A—2008《航空用鈦及鈦合金棒材和鍛坯規范》要求，其β相轉變溫度約為805 ℃，化學成分見表1。

表1 TB6鈦合金棒材化學成分（w/%）Table 1 Chemical composition of TB6 titanium alloy bar

1.2 實驗方法

采用線切割方式從TB6鈦合金鍛棒上切取若干尺寸為12 mm×12 mm×6 mm的試樣，分別在760、780、800、820 ℃（對應試樣命名為ST760、ST780、ST800及ST820）下進行固溶處理。由于TB6鈦合金在固溶過程中很容易被氧化，因此采用真空爐進行熱處理，結束后通入氬氣冷卻。

固溶處理后，將用于X射線衍射（XRD）分析的試樣依次用1000#、2000#、3000#、5000#、7000#砂紙進行磨拋處理，再用HF、HNO3、H2O混合成的腐蝕液（體積比為1:1:8）腐蝕25~35 s，最后置入酒精溶液中超聲清洗3 min，取出吹干。采用Bruker D8型X射線衍射儀進行物相分析，掃描角度（2θ）為30°~120°，掃描速率為3.5°/min。將用于顯微組織觀察的固溶處理試樣首先采用800#~7000#砂紙逐級打磨，再經機械拋光后，使用顆粒尺寸為50~100 nm的SiO2懸濁液和H2O2混合液（體積比為50:15）拋光，最后用HF、HNO3、H2O混合成的腐蝕液（體積比為1:1:8）浸蝕6~10 s。采用OLYMPUS-BX53M型光學顯微鏡（OM）觀察棒材縱截面的顯微組織。

2 結果與分析

2.1 相組成

圖1為ST760、ST780、ST800、ST820試樣的XRD譜圖。從圖1a、1b可以看出，固溶溫度為760、780 ℃時，可觀察到2種不同相的衍射峰，即呈密排六方結構的α相與呈體心立方結構的β相。其中，β相衍射峰強度整體高于α相，說明組織中以β相為主。從圖1c、1d可以看出，固溶溫度為800、820 ℃時，α相衍射峰消失，只能觀察到β相以及正交結構的α′′馬氏體相衍射峰，這主要歸因于固溶溫度升高后，原有的α相逐步溶解于β基體中，而α′′馬氏體相是淬火過程中形成的熱誘發α′′馬氏體相。隨著固溶溫度的升高，α′′馬氏體相衍射峰強度不斷增大，表明固溶溫度越高，越容易形成α′′馬氏體相。

圖1 不同溫度固溶處理后試樣的XRD圖譜Fig.1 XRD patterns of samples solution treated at different temperatures: (a) 760 ℃; (b) 780 ℃; (c) 800 ℃; (d) 820 ℃

2.2 金相組織

圖2為經760 ℃固溶處理后ST760試樣的金相照片。由于TB6鈦合金棒材的終鍛溫度低于760 ℃（即處于α＋β兩相區），經760 ℃固溶處理后，組織中的部分初生α相溶解于β相，但是由于剩余的初生α相含量仍較高，導致β相基體的穩定性較高，因此未形成熱誘發α′′馬氏體相。從圖2a可以看出，沿著棒材縱向存在明暗不均的條帶，這可能是由于棒料在冷拔成形過程中變形不均勻所導致的。從圖2b、2c可以明顯觀察到β基體相和初生α相。由于β/α相界面的自由能較高，電子和空穴的移動速度較快，有利于化學反應的發生，因此β/α相界面出現了較深的腐蝕溝，圖中的小坑即為相界面α相被腐蝕后所形成的，圖中尺寸較大的坑即為β基體相。從圖2c可以看出，某些沿晶界分布的初生α相之間邊界不清晰，連接處向內凹陷，呈等軸狀。

圖2 ST760試樣的金相照片Fig.2 Metallographs of ST760 sample: (a) 100×; (b) 500×; (c) 1000×

圖3為經780 ℃固溶處理后ST780試樣的金相照片。從圖3可以看出，ST780試樣也是由初生α相和β基體相組成，與ST760試樣特征相近，但β基體相的晶粒尺寸有所增大，初生α相的晶粒尺寸有所減小。在更高的固溶溫度下，初生α相更多地溶解于β基體相中，導致初生α相含量下降，但此時β基體相依舊比較穩定，未形成熱誘發α′′馬氏體相。

圖3 ST780試樣的金相照片Fig.3 Metallographs of ST780 sample: (a) 100×; (b) 500×; (c) 1000×

圖4為經800 ℃固溶處理后ST800試樣的金相照片，其中圖4a為晶粒已長大區域照片，圖4b為晶粒未長大區域照片。從圖4可以看出，大部分初生α相溶于β基體相中，其余初生α相分布于β/α相界面，晶粒尺寸較小。通過圖像處理軟件統計發現初生α相的體積分數較小，僅約為2.65%，這是由于固溶溫度與TB6鈦合金棒材的β相轉變溫度十分接近。從圖4a可以看出，β基體相晶粒尺寸大于760、780 ℃固溶，主要歸因于兩方面：① 固溶溫度升高，促進晶粒生長的驅動能增大；② 初生α相數量大幅度降低，對界面的釘扎作用減弱，不能很好地限制β基體相的生長。從圖4b可以看出，部分區域晶粒并未明顯長大。對比圖4a、4b發現，沿著多個方向存在平行排列的熱誘發α′′馬氏體相，其中圖4b中的熱誘發α′′馬氏體相晶粒尺寸更小，即晶粒尺寸小的區域形成的熱誘發α′′馬氏體板條（圖中箭頭處）尺寸也更小，這是因為較小初生α相、β基體相的釘扎作用較強。

圖4 ST800試樣的金相照片Fig.4 Metallographs of ST800 sample: (a) grain grown region; (b) grain ungrown region

圖5為經820 ℃固溶處理后ST820試樣的金相照片。從圖5可以看出，TB6鈦合金棒材經820 ℃固溶處理后，在β相基體中可觀察到大量呈縱橫交錯分布的針狀熱誘發α′′馬氏體相，初生α相已完全消失，因而組織由β基體相、熱誘發α′′馬氏體相組成。出現這種變化是由于固溶溫度已高于TB6鈦合金棒材的β相轉變溫度，初生α相完全溶解于β基體相，導致β基體相的穩定性進一步被削弱，在β基體相中形成熱誘發α′′馬氏體相。初生α相的釘扎作用消失后，β基體相的晶粒尺寸急劇長大。

圖5 ST820試樣的金相照片Fig.5 Metallographs of ST820 sample: (a) 100×; (b~d) 500×

熱誘發α′′馬氏體相是高溫β相快速冷卻至馬氏體相變點（Ms）以下時產生的組織。試樣在快速冷卻過程中通常會產生較大的內應力，導致其Ms上升至室溫以上，因此在未變形區易生成熱誘發α′′馬氏體相。熱誘發α′′馬氏體相可以在較短的時間內快速形核并生長，其生長方向呈各向異性，表現出縱橫交錯的特征。此外，有些熱誘發α′′馬氏體相內部出現明顯的亞結構，如圖5b中箭頭所示，在板條馬氏體內部存在平行排列的馬氏體孿晶。圖5c中還觀察到一些呈三角形的熱誘發α′′馬氏體相。α′′馬氏體相也會聚集分布在晶界處，且方向有一定的偏折，如圖5d箭頭所示。

3 結 論

(1) 對TB6鈦合金棒材進行固溶處理，隨著固溶溫度的升高，初生α相的體積分數減小。當初生α相含量較低時，釘扎作用降低，β基體相急劇長大。

(2) 固溶溫度為760、780 ℃時，TB6鈦合金棒材中的初生α相含量較高，尺寸較大，能起到釘扎β晶界的作用，此時β基體相晶粒尺寸很小（＜5 μm）。

(3) 固溶溫度為820 ℃時，TB6鈦合金棒材的初生α相已完全消失，β基體相中出現大量的針狀熱誘發α′′馬氏體相。