Ti5553合金偽調(diào)幅分解的高通量表征及相變動力學(xué)分析

王鑫，劉彬，劉詠，徐圣航，陳智星，王京師

(中南大學(xué) 粉末冶金研究院，長沙 410083)

Ti5553合金偽調(diào)幅分解的高通量表征及相變動力學(xué)分析

王鑫，劉彬，劉詠，徐圣航，陳智星，王京師

(中南大學(xué) 粉末冶金研究院，長沙 410083)

高通量實驗方法作為現(xiàn)代材料學(xué)研究的一種重要手段，在相圖計算、金屬材料的成分—結(jié)構(gòu)—性能相關(guān)性等研究方向均扮演越來越重要的角色。本研究利用一種新型的連續(xù)溫度梯度熱處理方法制備了具有梯度顯微組織的Ti5553合金，并利用SEM和TEM等檢測手段對其微觀組織進(jìn)行表征，確定該合金的偽調(diào)幅分解的最佳溫度為(617±2) ℃?；贘MA方程，推導(dǎo)了Ti5553合金在最佳溫度的動力學(xué)方程為：f=1-exp(-1.35×t0.91)。

Ti5553合金；高通量方法；連續(xù)溫度梯度熱處理；偽調(diào)幅分解；相變動力學(xué)

金屬材料的性質(zhì)往往由其成分及顯微組織決定，而通過改變熱處理條件能夠得到不同的顯微組織。通常，欲研究熱處理溫度對材料組織、結(jié)構(gòu)的影響需要制備大批量成分相同的樣品，在保證其余條件相同的情況下通過改變熱處理溫度來實現(xiàn)研究目的。這種傳統(tǒng)的研究方式雖然簡單易行，但存在以下缺點：組織演變具有離散性，樣品制備量大，能源損耗嚴(yán)重和檢測成本上升等。因此，材料研究者們積極通過集成高通量的實驗檢測手段縮短研究周期，加速新材料開發(fā)的速度。現(xiàn)有研究表明，高通量制備表征技術(shù)在關(guān)于相圖計算、成分—結(jié)構(gòu)—性能相關(guān)性的材料研究中均有出色表現(xiàn)[1-5]。但是，鮮有文獻(xiàn)報道集成熱處理方法在材料顯微組織觀察中的研究應(yīng)用。Ti5553(Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr-0.5Fe，質(zhì)量分?jǐn)?shù))作為新型亞穩(wěn)β型鈦合金，因其高強(qiáng)度、高斷裂韌性及優(yōu)異的抗疲勞性能等特點，成為航空航天領(lǐng)域的重要結(jié)構(gòu)材料[6-8]。近年來，通過偽調(diào)幅分解機(jī)制細(xì)化 Ti5553合金的微觀組織從而提升力學(xué)性能的研究越來越得到材料學(xué)者們的重視[9-13]。偽調(diào)幅分解[12]是一個新相形核長大的過程，其晶體結(jié)構(gòu)與母相不同，并且此相變發(fā)生的溫度范圍較窄。NAG等[9-10]研究了 Ti5553在時效溫度分別為600，650 和700 ℃的相變行為，結(jié)果表明：在50 ℃的溫差范圍存在α沉淀物的形態(tài)、尺寸、體積分?jǐn)?shù)及形核率上的顯著變化。ZHENG等[11]在對Ti5553進(jìn)行600 ℃下時效處理的研究中也發(fā)現(xiàn)熱處理條件的細(xì)微變化能得到“超細(xì)α沉淀相”。文獻(xiàn)作者認(rèn)為，這種表現(xiàn)出強(qiáng)烈溫度依賴性的相變行為與 NI等[14-15]提出的偽調(diào)幅分解機(jī)制有關(guān)。傳統(tǒng)的熱處理方法能夠定性確定該相變發(fā)生的溫度區(qū)間，但不能精確確定相變發(fā)生的溫度點。本文利用一種新型的連續(xù)溫度梯度熱處理方法制備具有梯度化顯微組織的Ti5553合金，通過SEM和 TEM等材料檢測手段對其組織結(jié)構(gòu)進(jìn)行表征，進(jìn)一步確定偽調(diào)幅分解的最佳溫度點。對該熱處理條件下獲得的“超細(xì)晶組織”進(jìn)行 TEM表征，并對其β→α相變動力學(xué)進(jìn)行探究。

1 實驗

1.1 實驗原料

實驗用Ti5553合金的名義成分為Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr-0.5Fe(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)，熒光光譜儀測定合金的實際成分如表1所列，采用連續(xù)升溫金相法測得β轉(zhuǎn)變溫度為(855±5) ℃。采用箱式馬弗爐將原始試樣加熱到1 000 ℃，保溫1 h后水冷(WQ)，以保留亞穩(wěn)態(tài)的全β組織。合金的顯微組織如圖1所示，可以觀察到β晶粒呈等軸狀，平均晶粒尺寸約為300 μm。

表1 Ti5553合金化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of Ti5553 alloy (mass fraction, %)

1.2 實驗過程

本實驗 Ti5553梯度樣品制備過程參考發(fā)明專利《一種材料連續(xù)溫度梯度熱處理方法》(專利號：2014106623260)，具體實驗步驟如下：(1)將固溶處理后的Ti5553合金加工成直徑8 mm，長40 mm的棒狀試樣；(2)調(diào)節(jié)電流控制TC1預(yù)設(shè)溫度為590 ℃，通過溫度傳感器TC1～TC8測出試樣溫度分布依次為590，600，608，617，630，645，662和680 ℃，加熱過程采用真空保護(hù)，真空度為5×10-3Pa；(3)待梯度溫度分布穩(wěn)定后，保溫1 h，保溫過程采用真空保護(hù)，真空度為5×10-3Pa，保溫結(jié)束后對試樣進(jìn)行水冷至室溫。

圖1 β-固溶態(tài)(1000℃/1h/WQ)Ti5553合金金相照片F(xiàn)ig.1 Optical microscope image of Ti5553 alloy after β solution treatment (1 000 ℃/1 h/WQ)

將Ti5553合金試樣制成標(biāo)準(zhǔn)金相樣品，經(jīng)1.5 mL HF+3 mL HNO3+100 mL H2O腐蝕后，利用Nova Nano SEM 230型掃描電子顯微鏡觀察其梯度化顯微組織演變，并利用Image Tool軟件計算SEM照片中α相的體積分?jǐn)?shù)。利用 JEM-2100F型透射電子顯微鏡進(jìn)行TEM分析(加速電壓為200 kV)，其中采用MTP-1型雙噴電解減薄儀制備TEM樣品。

2 結(jié)果與討論

2.1 Ti5553梯度熱處理后的顯微組織演變

圖2所示為Ti5553合金在590～680 ℃連續(xù)梯度熱處理保溫1 h的顯微組織。從圖中可以看出，粗大的β晶粒內(nèi)部析出α相，形態(tài)為針狀和短桿狀，呈網(wǎng)籃狀分布，并且α相的尺寸和體積分?jǐn)?shù)隨熱處理溫度升高呈規(guī)律性變化。圖2(a)和(b)分別為Ti5553合金在590和600 ℃熱處理1 h的顯微組織，可以看到β晶粒內(nèi)生成的α相主要為針狀馬氏體相。當(dāng)熱處理溫度達(dá)到617 ℃時(圖2(d))，Ti5553合金的顯微組織明顯細(xì)化，α析出相形態(tài)為短針狀，均勻彌散于 β相(較亮區(qū)域)基體。經(jīng)過測量工具統(tǒng)計計算，α相的平均長度為300～600 nm，寬度小于150 nm，體積分?jǐn)?shù)為66.21%。隨熱處理溫度繼續(xù)升高，α析出相逐漸粗化，體積分?jǐn)?shù)逐漸減小，當(dāng)溫度為680 ℃時，α析出相體積分?jǐn)?shù)減少到35.11%(圖2(e)～(h))。通過對Ti5553合金時效過程中α相的形態(tài)、尺寸和體積分?jǐn)?shù)突變的現(xiàn)象進(jìn)行分析可知，該相變與偽調(diào)幅分解這一相變機(jī)制有關(guān)。因此，通過本文的熱處理方法可以完整表征Ti5553合金在590～680 ℃下熱處理溫度與偽調(diào)幅分解組織的對應(yīng)關(guān)系，同時得到Ti5553合金偽調(diào)幅分解形成超細(xì)晶組織的最佳溫度點為(617±2) ℃。

圖2 Ti5553合金梯度熱處理1 h的顯微組織Fig.2 Microstructures of Ti5553 alloy heat treated at different temperatures for 1 h:

圖3所示為樣品于617和630 ℃溫度下熱處理后的顯微組織。圖3(a)和(b)分別為Ti5553合金在617和630 ℃下熱處理1 h的TEM明場像，可以看到長條針狀的α析出相平均長度小于1 μm，寬度小于200 nm。圖3(a)中α析出相較細(xì)，平均長度為0.4 μm，寬度約為100 nm，而圖3(b)中α析出相比(a)有一定粗化，平均長度為1 μm，寬度為200 nm，這與SEM的觀察結(jié)果一致。圖3(c)和(d)所示為Ti5553合金在617 ℃熱處理1 h后針棒狀相和基體相的電子衍射花樣，經(jīng)過標(biāo)定可以確定針棒狀相為α相，基體相為β相。

圖3 Ti5553合金梯度熱處理1h的TEM照片F(xiàn)ig.3 TEM images of Ti5553 alloy heat treated at (a) 617 ℃, (b) 630 ℃ for 1 h;

2.2 β→α相變動力學(xué)研究

Ti5553合金的中溫?zé)崽幚磉^程由長程擴(kuò)散控制，因此其相變動力學(xué)過程可以由 Johnson-Mehl-Avrami (JMA)方程描述[18]：

式中：f為α相變程度指數(shù)；K為特定溫度下的相變速率常數(shù)；t為保溫時間，h；n為Avrami指數(shù)。公式(1)中，f可以由公式(2)計算得出：

式中：α相的體積分?jǐn)?shù)可以利用軟件 Image Tool對SEM照片計算得到。通過連續(xù)溫度梯度熱處理方法，可以大大縮短 Ti5553合金在此溫度區(qū)間相變動力學(xué)研究的工作量。現(xiàn)以試樣熱處理溫度617 ℃為例，簡述Ti5553合金相變動力學(xué)研究過程。圖4(a)表示合金在617 ℃保溫不同時間(0，0.5，1和4 h)的α相體積分?jǐn)?shù)(本實驗條件下假定α析出在4 h時達(dá)到平衡值)。通過公式(2)，α體積分?jǐn)?shù)換算成 f，其結(jié)果如圖 4(b)所示。然后對公式(1)進(jìn)行對數(shù)變換得到公式(3)，即與ln(t)的函數(shù)關(guān)系(圖4(c))：

圖4 Ti5553合金在617 ℃下的相變動力學(xué)研究Fig.4 Kinetic model of Ti5553 alloy at 617 ℃

式中：曲線斜率代表n，截距為K的自然對數(shù)。結(jié)合軟件OriginLab計算得到，Ti5553合金在617 ℃時的動力學(xué)方程：f=1-exp(-1.35×t0.91)。

3 結(jié)論

1) 采用連續(xù)溫度梯度熱處理的高通量實驗方法快速精確表征了 Ti5553合金的偽調(diào)幅分解的最佳溫度位(617±2) ℃，經(jīng)該溫度熱處理后，α析出相的尺寸最小，其平均長度為300～600 nm，寬度為150 nm，體積分?jǐn)?shù)為66.21%

2) 基于JMA方程推導(dǎo)了Ti5553合金在熱處理溫度為617 ℃時的動力學(xué)方程為：f=1-exp(-1.35×t0.91)。

REFERENCES

[1]HANAK J J. The “multiple-sample concept” in materials research: Synthesis, compositional analysis and testing of entire multicomponent systems[J]. Journal of Materials Science, 1970, 11(5): 964-971.

[2]ZHAO J C, JACKSON M R, PELUSO L A, et al. A diffusionmultiple approach for mapping phase diagrams, hardness, and elastic modulus[J]. JOM, 2002, 54(7): 42-45.

[3]ZHAO J C. Combinatorial approaches as effective tools in the study of phase diagrams and composition-structure-property relationships[J]. Progress in Materials Science, 2006, 51(5): 557-631.

[4]XIANG X D, SUN X, BRICENO G, et al. A combinatorial approach to materials discovery[J]. Science, 1995, 5218(268): 1738-1740.

[5]王海舟, 汪洪, 丁洪, 等. 材料的高通量制備與表征技術(shù)[J].科技導(dǎo)報, 2015, 33(10): 31-49. WANG Haizhou, WANG Hong, DING Hong, et al. Progress in high-throughput materials synthesis and characterization[J]. Science & Technology Review, 2015, 33(10): 31-49.

[6]BOYER R R, BRIGGS R D. The use of β titanium alloys in the aerospace industry[J]. Materials Engineering and Performance, 2005, 14(6): 681-685.

[7]AHMED M, LI Tong, CASILLAS G, et al. The evolution of microstructure and mechanical properties of Ti-5Al-5Mo-5V-2Cr-1Fe during ageing[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2015, 629: 260-273.

[8]SHEKHAR S, SARKAR R, KAR S K, BHATTACHARJEE A. Effect of solution treatment and aging on microstructure and tensile properties of high strength β titanium alloy, Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr [J]. Materials and Design, 2015, 66: 596-610.

[9]NAG S, BANERJEE R, SRINIVASAN R, et al. ω-Assisted nucleation and growth of α precipitates in the Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-0.5Fe β titanium alloy[J]. Acta Materialia, 2009, 57(7): 2136-2147.

[10]NAG S, ZHENG Y F, WILLIAMS R E A, et al. Non-classical homogeneous precipitation mediated by compositional fluctuations in titanium alloys[J]. Acta Materialia, 2012, 60(18): 6247-6256.

[11]ZHENG Y F, WILLIAMS R E A, WANG D, et al. Role of ω phase in the formation of extremely refined intragranular α precipitates in metastable β-titanium alloys[J]. Acta Materialia, 2016, 103: 850-858.

[12]ZHENG Y F. Nucleation mechanism of refined alpha microstructure in beta titanium alloys[D]. Ohio: The Ohio State University, 2013: 23-27.

[13]BOYNE A, WANG D, SHI R P, et al. Pseudospinodal mechanism for fine α/β microstructure in β-Ti alloys[J]. Acta Materialia, 2014, 64: 188-197.

[14]NI Y, KHACHATURYAN A G. From chessboard tweed to chessboard nanowire structure during pseudospinodal decomposition[J]. Nature Materials, 2009, 8(5): 410-414.

[15]NI Y, RAO W F, KHACHATURYAN A G. Pseudospinodal mode of decomposition in films and formation of chessboard-like nanostructure[J]. Nano Letters, 2009, 9(9): 3275-3281.

[16]GERDAY A F, BETTAIEB M B, DUCHENE L, et al. Material behavior of the hexagonal alpha phase of a titanium alloy identified from nanoindentation tests[J]. European Journal of Mechanics A/Solids, 2011, 30(3): 248-255.

[17]王廣楠, 張曉泳, 李志友, 等. Ti55531合金連續(xù)升溫過程的相變行為[J]. 中國有色金屬學(xué)報, 2014, 24(7): 1771-1777. WANG Guangnan, ZHANG Xiaoyong, LI Zhiyou, et al. Phase transformation of Ti55531 alloy during continuous heating process[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2014, 24(7): 1771-1777.

[18]常輝, GAUTIER E, 周廉. 一種亞穩(wěn)β鈦合金的相變動力學(xué)[J].科學(xué)通報, 2014, 59(10): 854-858. CHANG H, GAUTIER E, ZHOU L. Phase transformation kinetics for a metastable titanium alloys [J]. Chin Sci Bull, 2014, 59(10): 854-858.

(編輯 高海燕)

High-throughput characterization on pseudo-spinodal decomposition and phase transition kinetics analysis of Ti5553 alloy

WANG Xin, LIU Bin, LIU Yong, XU Shenghang, CHEN Zhixing, WANG Jingshi
(Powder Metallurgy Research Institute, Central South University, Changsha 410083, China)

As an important tool for mapping the phase diagram and studying the composition-microstructure-property relationship of metallic materials, high-throughput experiments have aroused increasing interest of material researchers in modern materials sciences. In this study, Ti5553 sample with gradient microstructure was prepared by a method of continuous temperature gradient heat treatment, the microstructures were characterized by SEM and TEM. The results indicate that the optimum temperature of pseudo-spiondal decomposition is (617±2) ℃. The isothermal phase transformation kinetic equation of Ti5553 alloy during heat treated at 617 ℃ is: f=1-exp(-1.35×t0.91).

Ti5553 alloy; high-throughput method; continuous temperature gradient heat treatment; pseudo-spinodal decomposition; phase transition kinetics

TG146.2+3

A

1673-0224(2017)01-9-06

國家重點基礎(chǔ)研究發(fā)展973計劃(SQ2013CB061248)；國家自然科學(xué)基金資助項目(51301203)

2016-01-22；

2016-04-18

劉詠，教授，博士。電話：0731-88830406；E-mail: yonliu@csu.edu.cn