TC17鈦合金在α+β兩相區(qū)加熱過(guò)程中片狀組織的粗化行為

王云利，趙興東，徐建偉，曾衛(wèi)東

(1.中國(guó)航發(fā)沈陽(yáng)黎明航空發(fā)動(dòng)機(jī)有限責(zé)任公司，遼寧 沈陽(yáng) 110043)(2.西北工業(yè)大學(xué) 凝固技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 陜西 西安 710072)

0 引 言

鈦合金具有高的比強(qiáng)度、良好的高溫性能以及損傷容限性能，已被廣泛應(yīng)用于航空領(lǐng)域[1]。然而鈦合金組織在高溫下并不穩(wěn)定，容易發(fā)生微觀組織變化，影響材料的力學(xué)性能。其中，鈦合金組織粗化是高溫加熱過(guò)程中一種常見(jiàn)的組織演變行為，組織粗化程度將嚴(yán)重影響材料的應(yīng)用。目前，其重要性已經(jīng)引起了科學(xué)與工程領(lǐng)域的廣泛關(guān)注[2-6]。Semiatin 等人[2]研究了Ti-6Al-4V合金在加熱過(guò)程中的靜態(tài)粗化行為，發(fā)現(xiàn)初生α晶粒的粗化過(guò)程由體擴(kuò)散控制，并且晶粒尺寸與加熱時(shí)間呈線性關(guān)系。Sharma等人[3]研究了Ti-Al合金在高溫加熱過(guò)程中的組織粗化行為，發(fā)現(xiàn)隨著加熱時(shí)間的延長(zhǎng)，控制粗化過(guò)程的機(jī)理由末端遷移機(jī)理向圓柱化機(jī)理轉(zhuǎn)變。Grewal等人[4]研究了Ti-Mn和Ti-V合金在加熱過(guò)程中的粗化機(jī)理，發(fā)現(xiàn)其粗化機(jī)理依賴于溫度和合金元素的擴(kuò)散，并且基于LSW理論建立了粗化動(dòng)力學(xué)。

TC17鈦合金(Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr)是一種近β型兩相鈦合金，目前已被應(yīng)用于制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)風(fēng)扇以及壓氣機(jī)盤(pán)，使用溫度高達(dá)400 ℃，其工藝、組織、性能關(guān)系已被廣泛研究，然而，尚未發(fā)現(xiàn)關(guān)于其組織粗化方面的研究，考慮到組織粗化的重要性，系統(tǒng)研究TC17鈦合金在加熱過(guò)程中的組織粗化行為具有重要意義。為此，以TC17鈦合金為對(duì)象，深入研究?jī)上鄥^(qū)加熱過(guò)程中片狀組織的粗化行為，以期更好的指導(dǎo)實(shí)際生產(chǎn)。

1 實(shí) 驗(yàn)

本研究所用TC17鈦合金由寶鋼特鋼有限公司提供，其化學(xué)成分(w/%)為：Al 5.23、Sn 2.18、Zr 2.05、Mo 4.1、Cr 3.63、Fe 0.10、C 0.010、N 0.012、H 0.001 3、O 0.08、其余為T(mén)i，相變點(diǎn)大約為893 ℃，原始組織如圖1所示。從圖1可以看出，實(shí)驗(yàn)用TC17鈦合金在兩相區(qū)經(jīng)歷了一定的小變形，但組織基本保持片狀結(jié)構(gòu)，α/β界面清晰、光滑，片狀α相的厚度大約為0.4 μm。

對(duì)實(shí)驗(yàn)用TC17鈦合金進(jìn)行加熱，加熱溫度分別為800 ℃和840 ℃，保溫時(shí)間分別為10 min、30 min、1 h、2 h、4 h、8 h，加熱后立即水冷以保留其高溫組織。采用JSM-6930A型掃描電子顯微鏡觀察微觀組織變化，采用Image-Pro Plus 5.0圖像分析軟件進(jìn)行微觀組織定量分析。

圖1 TC17鈦合金的原始顯微組織Fig.1 Originally microstructure of TC17 titanium alloy

2 結(jié)果與分析

2.1 加熱過(guò)程中的組織演變

以800 ℃下加熱不同時(shí)間的典型組織為代表，闡述TC17鈦合金片狀組織在兩相區(qū)加熱過(guò)程中的組織演變。圖2為T(mén)C17鈦合金在800 ℃下加熱0.5、1、2、8 h時(shí)的微觀組織。

圖2 TC17鈦合金在800 ℃下加熱不同時(shí)間后的顯微組織Fig.2 Microstructures of TC17 titanium alloy heat treated at 800 ℃ for different time：(a)0.5 h；(b)1 h；(c)2 h；(d)8 h

從圖2可以發(fā)現(xiàn)，相比于原始試樣較薄的片狀α相，加熱后的片狀組織變粗，并且隨著加熱時(shí)間的延長(zhǎng)，片狀組織粗化明顯，而且片狀α相之間間距的增加逐漸增大。片狀α相的粗化可用溶質(zhì)原子的遷移過(guò)程來(lái)解釋。α/β相界面處的曲率差造成了勢(shì)能差異，片狀α相末端和缺陷位置的曲率較大，勢(shì)能較高，而平滑位置曲率較小，勢(shì)能也較低，溶質(zhì)原子將從勢(shì)能較高的片狀組織末端或缺陷位置向勢(shì)能較低的平滑位置遷移，即所謂的末端遷移機(jī)制[7]。末端遷移機(jī)理使得片狀組織的末端逐漸消退，而平滑部位逐漸變粗，導(dǎo)致組織粗化。

圖3為T(mén)C17鈦合金組織中片狀α相厚度在不同加熱溫度下隨時(shí)間的變化曲線。從圖3可以看出，片狀α相的粗化過(guò)程受溫度和時(shí)間的影響，隨著加熱時(shí)間延長(zhǎng)，片狀α相明顯粗化。800 ℃下加熱10 min，片狀α相厚度大約為0.45 μm，相比于原始組織粗化并不明顯；加熱8 h后，片狀α相厚度為1.16 μm，增加了0.71 μm。提高加熱溫度可以加快片狀α相的粗化過(guò)程。840 ℃加熱10 min和8 h后片狀α相的厚度分別為0.53 μm和1.51 μm，增加了0.98 μm。此外，片狀α相粗化曲線的斜率隨加熱時(shí)間延長(zhǎng)逐漸減小，表明片狀α相的靜態(tài)粗化速率逐漸降低。正如前文所述，粗化過(guò)程是一個(gè)由能量差異引起的溶質(zhì)原子擴(kuò)散過(guò)程，其結(jié)果是為了減小不同位置間的能量差異，因此隨著加熱的進(jìn)行，片狀α相粗化速率必然會(huì)隨之降低。

圖3 TC17鈦合金片狀α相厚度隨加熱時(shí)間的變化曲線Fig.3 Variation curves of thickness of alpha phase with heat treatment time of TC17 titanium alloy

2.2 片狀α相靜態(tài)粗化動(dòng)力學(xué)

TC17鈦合金片狀α相粗化過(guò)程是一個(gè)元素?cái)U(kuò)散過(guò)程，其粗化動(dòng)力學(xué)可使用基于擴(kuò)散分析的Lifshitz-Slyosov-Wagner(LSW)粗化理論模型建立。根據(jù)TC17鈦合金組織演變特點(diǎn)，使用的LSW理論模型如式(1)所示。

(1)

圖4 不同加熱溫度下隨加熱時(shí)間的變化曲線 Fig.4 Curves of vs.t at different heat temperatures

2.3 片狀α相粗化速率計(jì)算

為了更加清楚地理解TC17鈦合金片狀α相在加熱過(guò)程中的粗化行為，有必要對(duì)其粗化速率進(jìn)行理論分析。假設(shè)片狀α相的邊界能量是理想狀態(tài)，即α相邊界上的表面張力可完全轉(zhuǎn)化為濃度梯度，由此來(lái)促進(jìn)片狀α相頂端的徑向擴(kuò)散，即所謂的Gibbs-Thompson效應(yīng)[5]。片狀α相組織的粗化速率可以用式(2)表示。

(2)

式中，Cb代表α相界上的平衡濃度，Db為α相界上的擴(kuò)散系數(shù)，w是最初α相的厚度，m代表摩爾體積，P為粗化驅(qū)動(dòng)力，fα表示加熱前α相的體積分?jǐn)?shù)，cα代表限速溶質(zhì)在α相中的濃度，λ2為加熱后片狀α相的間距，R是大氣常數(shù)，T為絕對(duì)溫度。α相界上的擴(kuò)散系數(shù)Db和粗化驅(qū)動(dòng)力P通過(guò)如下2個(gè)方程計(jì)算：

Db=D0exp(-Qb/RT)

(3)

(4)

方程中，D0為最初的α相晶界擴(kuò)散系數(shù)，Qb是晶界擴(kuò)散活化能，γα β是α/β界面能，λ1是最初的片層間距。根據(jù)Sharma等人[3]的報(bào)道，最初片狀α相的晶界擴(kuò)散系數(shù)為D0=1.24×10-6m2/s，晶界擴(kuò)散活化能Qb=170 kJ/mol，氣體常數(shù)R=8.314 J/(mol ·K)。對(duì)于兩相鈦合金來(lái)說(shuō)，α/β界面能取0.2 J/m2。測(cè)量得到的最初α片層之間的距離λ1=1.05 μm，在800、840 ℃下加熱8 h之后α片層間距λ2分別增長(zhǎng)到3.2 μm和4.5 μm。代入?yún)?shù)即可計(jì)算不同溫度下的粗化驅(qū)動(dòng)力。

初始片狀α相厚度w=0.4 μm，加熱前α相體積分?jǐn)?shù)為71%，α相摩爾體積m=10 440 mm3/mol[6]，800、840 ℃下Mo元素在α相中的濃度分別為0.009 1、0.006 3[6]。另外，假設(shè)α相邊界的濃度等于合金的體積濃度，α相界的濃度Cb=0.47[3]。代入所需參數(shù)，利用式(2)計(jì)算TC17鈦合金片狀α相的靜態(tài)粗化速率，并將計(jì)算值與實(shí)驗(yàn)值進(jìn)行對(duì)比，如表1所示。

表1粗化速率計(jì)算值與測(cè)量值的對(duì)比

Table 1 Comparison of measured coarsening rates with calculations

800、840 ℃下計(jì)算得到的α相靜態(tài)粗化速率與測(cè)量得到的數(shù)值的比值分別是1.355和1.302，這表明理論計(jì)算值與實(shí)際測(cè)量值是相吻合的。比值略微大于1，說(shuō)明計(jì)算值略高于測(cè)量值。本研究中，片狀α相的粗化速率測(cè)量值是通過(guò)方程k=(λ2-λ1)/t計(jì)算得到的，是一個(gè)平均值。通過(guò)圖3可以觀察到，片狀α相厚度與加熱時(shí)間并不是線性關(guān)系，表明粗化速率不是常數(shù)，而是隨加熱時(shí)間的增加逐漸減小的，這樣計(jì)算的粗化速率值是偏低的，這進(jìn)一步確認(rèn)了TC17鈦合金α相靜態(tài)粗化速率的理論計(jì)算方程的可靠性。

3 結(jié) 論

(1)TC17鈦合金片狀α相隨加熱時(shí)間延長(zhǎng)持續(xù)粗化，并且在較高溫度下粗化更加明顯，但是片狀α相的粗化速率隨加熱時(shí)間的延長(zhǎng)逐漸降低。

(2)片狀α相粗化過(guò)程是一個(gè)元素?cái)U(kuò)散過(guò)程，可用末端遷移機(jī)理解釋，元素從勢(shì)能較高的片狀組織末端和缺陷位置向勢(shì)能較低的平滑位置遷移，導(dǎo)致片狀α相粗化。

(3)基于LSW粗化理論建立了TC17鈦合金片狀α相的粗化動(dòng)力學(xué)，800、840 ℃下，粗化指數(shù)分別為0.37和0.42，粗化過(guò)程由體擴(kuò)散和界面反應(yīng)共同控制。

(4)基于Gibbs-Thompson理論，建立了TC17鈦合金片狀組織的粗化速率預(yù)測(cè)模型，并通過(guò)計(jì)算與測(cè)量驗(yàn)證了模型的準(zhǔn)確性。

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