TiBw/TA15復(fù)合材料熱處理工藝研究

劉瑩瑩，付明杰，王富鑫，曾元松

（中國(guó)航空制造技術(shù)研究院，北京 100024）

非連續(xù)纖維增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料因高性能陶瓷增強(qiáng)相的引入，相比于基體合金其比強(qiáng)度、比模量及耐高溫性能提升顯著，是目前提升高溫鈦合金服役溫度的有效途徑。選擇強(qiáng)塑性匹配良好、高溫性能以及焊接性能優(yōu)異的TA15 高溫鈦合金作為復(fù)合材料基體，結(jié)合TiB 增強(qiáng)相有望進(jìn)一步提升基體合金的耐熱溫度。近年來(lái)，本研究團(tuán)隊(duì)以高超聲速飛行器耐高溫結(jié)構(gòu)件用材為研究導(dǎo)向，針對(duì)不同增強(qiáng)相含量的TiBw/ TA15 復(fù)合材料大尺寸薄板成形工藝進(jìn)行了大量的優(yōu)化研究，目前各項(xiàng)性能指標(biāo)均有較大的提升。為了進(jìn)一步改善非連續(xù)纖維增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料綜合性能的匹配，需系統(tǒng)開(kāi)展熱處理工藝研究。

鈦基復(fù)合材料的熱處理主要包括對(duì)基體和增強(qiáng)相兩部分的優(yōu)化。TA15 基體合金屬于近α 型合金，含有一定量的β 穩(wěn)定元素，不同的熱處理制度下初生α 相的含量、尺寸、形態(tài)，片層α 相的厚度、長(zhǎng)徑比、集束尺寸和取向以及β 晶粒尺寸均會(huì)發(fā)生一定的改變。通過(guò)熱處理工藝的優(yōu)化可達(dá)到改善基體合金性能的目的。研究表明，TiBw增強(qiáng)相在熱處理過(guò)程中屬于穩(wěn)定相[1]，不發(fā)生明顯的變化，但其存在對(duì)基體合金中的兩相（α、β）轉(zhuǎn)變、次生相的形核以及β 晶粒的生長(zhǎng)均有一定的影響[2-3]。目前，有關(guān)鈦基復(fù)合材料的研究大多集中于不同種類(lèi)增強(qiáng)相的復(fù)合材料制備以及熱變形行為研究，關(guān)于熱處理工藝的研究相對(duì)較少，且缺乏系統(tǒng)的研究[4-10]。因此，本文以前期研究中兩相區(qū)軋制后TiBw/TA15 復(fù)合材料板材為研究對(duì)象，重點(diǎn)針對(duì)固溶-時(shí)效以及雙重退火兩種熱處理工藝展開(kāi)研究，旨在進(jìn)一步優(yōu)化復(fù)合材料組織結(jié)構(gòu)，改善性能，為高超聲速飛行器耐高溫結(jié)構(gòu)件提供選材。

試驗(yàn)及方法

試驗(yàn)用材料為中國(guó)航空制造技術(shù)研究院研制的1.5mm 厚α+β 相區(qū)軋制退火態(tài)的TiBw/TA15 復(fù)合材料板材，初始軋制溫度為1000℃，退火溫度為850℃。采用金相法測(cè)得的β 相轉(zhuǎn)變溫度為1010℃。圖1為RD 方向（軋制方向）板材退火1h 后的顯微組織。復(fù)合材料經(jīng)熱軋+退火工藝處理后獲得混合組織。初生α 相（αp）體積分?jǐn)?shù)大約為40%，形貌為球狀、橢球狀或沿軋制方向拉長(zhǎng)的條帶狀。β 轉(zhuǎn)變組織（βt）中的次生α相（αs）退火過(guò)程中發(fā)生了明顯的球化，尺寸較小，僅有少部分保留變形后冷卻過(guò)程中形成的針狀形貌特征。TiB 晶須沿軋制方向發(fā)生破碎并在局部破碎端部存在變形孔洞。

圖1 TiBw /TA15 復(fù)合材料原始顯微組織Fig.1 Original structure of TiBw / TA15

試驗(yàn)采用的熱處理設(shè)備為標(biāo)準(zhǔn)馬弗爐，沿板材軋向取樣進(jìn)行熱處理，觀(guān)察其顯微組織結(jié)構(gòu)變化，表1為詳細(xì)熱處理制度。顯微組織觀(guān)察采用日本OLYMPUSBX41M 金相顯微鏡（OM）和美國(guó)FEI 的Quanta250 FEG 場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡（FESEM）。顯微組織觀(guān)察前對(duì)試樣分別進(jìn)行打磨（200～1000 目水磨砂紙）、拋光（SiO2懸浮液）和腐蝕（Kroll 腐蝕劑體積分?jǐn)?shù)3% HF+6%HNO3+91% H2O，腐蝕5～8s）處理。硬度測(cè)試在具有菱形壓頭的維氏硬度計(jì)上進(jìn)行，為防止試樣表面氧化物和污染層對(duì)試驗(yàn)結(jié)果的影響，測(cè)試前利用金相砂紙對(duì)試樣逐級(jí)打磨至2000 目砂紙。測(cè)試時(shí)加載載荷為500g，加載時(shí)間10s。

表1 TiBw/TA15 復(fù)合材料熱處理工藝參數(shù)Table 1 Heat treatment parameters of TiBw/TA15 composites

結(jié)果與討論

1 固溶-時(shí)效熱處理工藝研究

1.1 復(fù)合材料顯微組織及硬度隨固溶溫度的演變

盧凱凱等[11]指出，固溶溫度是影響鈦合金顯微組織中初生α 相含量的關(guān)鍵因素。圖2為復(fù)合材料在940～1000℃之間固溶0.5h 空冷后的顯微組織?？梢钥闯觯瑑上鄥^(qū)固溶熱處理后復(fù)合材料的顯微組織為雙態(tài)組織，即在βt轉(zhuǎn)變組織基體上存在部分初生αp相。初生αp相形貌均表現(xiàn)為球狀或橢球狀，分布較為均勻，球狀初生αp平均晶粒直徑大約為5μm；隨著固溶溫度的升高，初生αp相部分回溶于基體當(dāng)中，形成βt轉(zhuǎn)變組織。由于變形后α 相中殘余變形儲(chǔ)存能有限，熱處理過(guò)程中αp未能發(fā)生完全再結(jié)晶，因此仍保留有部分條帶狀αp相，但相比于軋制態(tài)組織，這種條帶狀αp相明顯減少，且長(zhǎng)寬比下降。由于復(fù)合材料板材厚度較薄，空冷過(guò)程中βt轉(zhuǎn)變組織來(lái)不及發(fā)生βt→α 的平衡轉(zhuǎn)變，形成細(xì)針α′馬氏體相。兩相區(qū)固溶熱處理過(guò)程中TiB 晶須未發(fā)生明顯變化，仍以軋制后破碎帶狀形態(tài)分布于基體當(dāng)中。

圖2 不同溫度固溶處理后的復(fù)合材料顯微組織Fig.2 Microstructures of α+β region at different solution temperatures

圖3為復(fù)合材料經(jīng)兩相區(qū)不同溫度固溶處理后，在700℃統(tǒng)一時(shí)效1h 后RD 位置處的顯微組織?？梢钥闯?，兩相區(qū)固溶處理后，時(shí)效過(guò)程中βt轉(zhuǎn)變組織發(fā)生了明顯的變化，相比于軋制態(tài)組織，固溶處理后球狀次生αp相尺寸增加，含量減少，隨著固溶溫度的升高，球狀次生αp相發(fā)生α→β 相變，逐漸回溶于基體當(dāng)中，980℃固溶處理后基本完全回溶。時(shí)效過(guò)程中，固溶冷卻形成的針狀α′馬氏體相發(fā)生分解，轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小平衡態(tài)次生αs相，采用圖像分析軟件測(cè)得的次生αs相平均寬度約為500nm，取向一致，呈集束狀分布。

圖3 不同溫度固溶處理統(tǒng)一時(shí)效后的復(fù)合材料顯微組織（α+β 相區(qū)）Fig.3 Microstructures of α+β region at different solution temperatures

圖4為兩相區(qū)固溶處理后，不同溫度下復(fù)合材料中初生αp相體積百分比的統(tǒng)計(jì)結(jié)果。940℃、960℃、980℃和1000℃溫度固溶處理后初生αp相體積百分比大約分別為42%、30%、24%和15%。隨著兩相區(qū)固溶溫度的升高，初生αp含量不斷下降，相應(yīng)的βt轉(zhuǎn)變組織含量增加，呈現(xiàn)球狀，且βt轉(zhuǎn)變組織及次生αs片層尺寸略微增加。

圖4 不同溫度固溶處理后復(fù)合材料中初生α 相及β 相轉(zhuǎn)變組織含量變化（α+β）Fig.4 Primary α phase and β phase content of composites treated with different solution temperatures

圖5為復(fù)合材料經(jīng)β 相區(qū)不同溫度固溶熱處理后的顯微組織。β相區(qū)固溶處理后，復(fù)合材料基體組織中初生αp相全部回溶，冷卻過(guò)程中形成針狀α′馬氏體相（圖5（b）和（c））。與兩相區(qū)固溶處理類(lèi)似，TiB晶須在相轉(zhuǎn)變溫度以上固溶處理后也未發(fā)生明顯變化，以軋制后破碎網(wǎng)狀形式勾勒出了β 晶粒形貌。表明熱處理過(guò)程中TiB 為穩(wěn)定結(jié)構(gòu)，不會(huì)隨熱處理制度的改變而發(fā)生變化。時(shí)效熱處理后，基體組織中α′馬氏體相發(fā)生分解，形成網(wǎng)籃狀組織，α片層交織分布，無(wú)明顯集束特征，尺寸細(xì)小，隨固溶溫度的升高，β 晶粒尺寸及α 片層厚度略微增加。

圖5 不同溫度固溶處理后的復(fù)合材料顯微組織（β 相區(qū)）Fig.5 Microstructures of β region at different solution temperatures

圖6為復(fù)合材料經(jīng)α+β 和β 相區(qū)不同溫度固溶處理后，在700℃統(tǒng)一時(shí)效1h 后的顯微硬度測(cè)量值。α+β 兩相區(qū)固溶處理后，隨著固溶溫度的升高，復(fù)合材料顯微硬度值不斷增加；β 相區(qū)固溶處理后，復(fù)合材料顯微硬度值呈現(xiàn)先增加后降低的趨勢(shì)，但整體硬度值高于兩相區(qū)固溶處理，且在1040℃溫度固溶處理后復(fù)合材料硬度達(dá)到峰值505HV。兩相區(qū)固溶處理時(shí)，復(fù)合材料顯微組織為典型的雙態(tài)組織，雙態(tài)組織中尺寸較大的初生αp相有利于復(fù)合材料變形時(shí)的協(xié)調(diào)。當(dāng)復(fù)合材料進(jìn)行塑形變形時(shí)，滑移首先在部分取向因子較大的αp相中進(jìn)行，固溶溫度較低時(shí)，αp相含量較高，變形在αp相中能迅速擴(kuò)展，應(yīng)力集中得到有效緩解，因此固溶溫度較低，復(fù)合材料能承受較大的變形，強(qiáng)度硬度較低。隨著固溶溫度的升高，組織中初生相含量逐漸減少，協(xié)調(diào)變形能力下降，因此復(fù)合材料顯微硬度值增加，當(dāng)固溶溫度升高至β 單相區(qū)后，復(fù)合材料由雙態(tài)組織轉(zhuǎn)變?yōu)榫W(wǎng)籃組織，其整體顯微硬度值增加，但隨著固溶溫度的繼續(xù)升高，網(wǎng)籃組織中α 片層存在粗化趨勢(shì)，因此單相區(qū)固溶溫度過(guò)高反而會(huì)導(dǎo)致其顯微硬度值的降低。

圖6 不同溫度固溶處理后復(fù)合材料的顯微硬度測(cè)量值Fig.6 Microhardness of composites at different solution temperatures

1.2 固溶時(shí)間對(duì)復(fù)合材料顯微組織及硬度的影響

圖7為復(fù)合材料在1000℃固溶溫度下固溶不同時(shí)間后的顯微組織?？梢钥闯觯倘?.5h、1h、2h 空冷后，復(fù)合材料基體組織由條帶狀、球狀初生αp和βt轉(zhuǎn)變組織組成，βt轉(zhuǎn)變組織中存在針狀α′馬氏體相。不同固溶時(shí)間下，基體組織中初生αp相體積百分比未發(fā)生明顯改變，約為15%，且條帶狀αp相向球狀αp相轉(zhuǎn)變，球狀αp相尺寸略微增大，表明隨著固溶時(shí)間的延長(zhǎng)，復(fù)合材料中初生αp相有合并長(zhǎng)大的趨勢(shì)，當(dāng)固溶時(shí)間延長(zhǎng)至2h 時(shí)，αp平均直徑約為6.5μm；時(shí)效后，βt轉(zhuǎn)變組織中針狀α′馬氏體相發(fā)生分解，可在時(shí)效態(tài)組織中觀(guān)察到明顯的細(xì)小次生αs相。固溶時(shí)間的延長(zhǎng)對(duì)βt轉(zhuǎn)變組織中次生αs相的厚度及TiB 晶須形貌和分布影響較小，不同固溶時(shí)間處理后αs尺寸未發(fā)生明顯變化，TiB 晶須沿軋制方向彌散分布。通過(guò)1000℃溫度固溶0.5h、1h、2h 后復(fù)合材料的顯微硬度值進(jìn)行統(tǒng)計(jì)（圖8）發(fā)現(xiàn)，1000℃溫度固溶不同時(shí)間后，復(fù)合材料顯微硬度值變化很小，表明相同固溶溫度下，不同固溶時(shí)間所帶來(lái)的顯微組織的細(xì)微差異并未引起材料顯微硬度值的明顯變化，復(fù)合材料顯微硬度值主要與組織中初生αp相及αs數(shù)量及尺寸有關(guān)。

圖7 不同固溶時(shí)間下復(fù)合材料的顯微組織Fig.7 Microstructure of composites in different solution time

圖8 不同固溶時(shí)間下復(fù)合材料的顯微硬度測(cè)量值Fig.8 Microhardness of composites in different solution time

1.3 時(shí)效溫度對(duì)復(fù)合材料顯微組織及硬度的影響

圖9為復(fù)合材料分別經(jīng)980℃/0.5h/AC 和1100℃/0.5h/AC 固溶處理后，在不同時(shí)效溫度下時(shí)效1h 后的顯微組織。980℃溫度固溶處理后，隨時(shí)效溫度的升高，初生αp含量及尺寸未發(fā)生明顯變化，TiB 晶須沿軋制方向斷續(xù)分布。通過(guò)對(duì)β 轉(zhuǎn)變組織中次生αs片層厚度的統(tǒng)計(jì)發(fā)現(xiàn)，650℃、700℃和750℃時(shí)效溫度下次生αs片層厚度差別較小，其平均厚度大約分別為0.28μm、0.35μm 和0.40μm。復(fù)合材料在650℃溫度下時(shí)效β 轉(zhuǎn)變組織已發(fā)生充分的分解，時(shí)效溫度升高至750℃時(shí)，已分解的次生αs片層存在粗化的趨勢(shì)；1100℃溫度固溶處理后，650 ℃、700 ℃和750℃時(shí)效溫度下基體α 片層平均厚度大約分別為0.31μm、0.42μm 和0.50μm，即隨著時(shí)效溫度的升高，α片層發(fā)生粗化，且在750℃溫度時(shí)效處理后β 晶粒內(nèi)部存在部分不均勻粗大的片層α 相。此外，不同時(shí)效溫度下，復(fù)合材料中TiB 晶須形貌及尺寸未發(fā)生明顯改變，但鑒于復(fù)合材料燒結(jié)形成的網(wǎng)狀增強(qiáng)相并非均勻分布結(jié)構(gòu)，因此變形后在局部顯微組織處，晶須存在聚集現(xiàn)象（圖9（e））。通過(guò)對(duì)不同時(shí)效溫度時(shí)效后復(fù)合材料的顯微硬度測(cè)量值（圖10）的分析發(fā)現(xiàn)，980℃和1100℃溫度固溶處理后，復(fù)合材料均在650℃的時(shí)效溫度下獲得最大平均硬度值。由于復(fù)合材料在650℃溫度下時(shí)效β 轉(zhuǎn)變組織已發(fā)生較為充分的分解，因此進(jìn)一步增加時(shí)效溫度并不會(huì)引起α 片層數(shù)量的明顯變化，反而會(huì)導(dǎo)致其發(fā)生一定粗化，顯微硬度值下降，且單相區(qū)固溶后的復(fù)合材料在較高溫度下時(shí)效時(shí)更易引起晶界α 相的粗化以及β 晶粒內(nèi)部分α 片層異常長(zhǎng)大（1100℃固溶處理后，可明顯觀(guān)察到晶界α 相的粗化），進(jìn)一步導(dǎo)致其顯微硬度值的降低。

圖9 不同時(shí)效溫度下復(fù)合材料的顯微組織Fig.9 Microstructures of composites at different aging temperatures

圖10 不同時(shí)效溫度下復(fù)合材料的顯微硬度測(cè)量值Fig.10 Microhardness of composites at different aging temperatures

1.4 時(shí)效時(shí)間對(duì)復(fù)合材料顯微組織及性能的影響

圖11 為復(fù)合材料經(jīng)980℃/0.5h/AC 和1100℃/0.5h/AC 固溶處理后，在700℃溫度下分別時(shí)效1h 和2h 后的顯微組織。兩相區(qū)固溶處理后，對(duì)比相同時(shí)效溫度不同時(shí)效時(shí)間下復(fù)合材料的顯微組織發(fā)現(xiàn)，β 轉(zhuǎn)變組織中均析出了大量細(xì)小彌散的次生αs相，其含量及片層厚度差別較小，無(wú)明顯集束特征，分布紊亂，αs片層平均厚度大約為0.23μm；而單相區(qū)固溶處理后，相同時(shí)效溫度下，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，片層α 相逐漸發(fā)生了粗化，長(zhǎng)徑比增大，其平均厚度由0.4μm 增加至0.53μm，且晶界α 相也發(fā)生了明顯的粗化。從顯微硬度測(cè)試結(jié)果可以看出（圖12），980℃溫度固溶后，在700℃溫度下時(shí)效1h 和2h 后復(fù)合材料顯微硬度接近，這主要是由于兩相區(qū)固溶后，不同的時(shí)效時(shí)間處理后并未引起起彌散強(qiáng)化作用的αs析出量、尺寸及分布的明顯改變，因此硬度值差別較小，而1100℃溫度固溶處理后，700℃溫度時(shí)效1h后復(fù)合材料的顯微硬度值明顯高于時(shí)效2h 的硬度。單相區(qū)固溶時(shí)效后，片層α 相及晶界α 相的粗化是復(fù)合材料顯微硬度值下降的主要原因。

圖11 不同時(shí)效時(shí)間下復(fù)合材料的顯微組織Fig.11 Microstructures of composites in different aging time

圖12 不同時(shí)效時(shí)間下復(fù)合材料的顯微硬度測(cè)量值Fig.12 Microhardness of composites in different aging time

2 雙重退火工藝研究

圖13 為復(fù)合材料在不同溫度下雙重退火后的顯微組織。990℃/0.5h/AC+860 ℃/1h/AC 退火后復(fù)合材料基體組織由少量初生αp相和片狀次生α 相組成。當(dāng)?shù)诙赝嘶饻囟葹?00℃時(shí)，組織中初生α 相尺寸差別不大，由于軋制后板材厚度較小，因此空冷冷卻速度較高，退火后β 轉(zhuǎn)變組織中存在少量針狀馬氏體α′相，進(jìn)一步增加第二重退火溫度至940℃時(shí)，β 轉(zhuǎn)變組織中針狀馬氏體α′相發(fā)生粗化。不同退火溫度下TiB晶須均未發(fā)生明顯變化，保持為軋制態(tài)帶狀形貌；當(dāng)?shù)谝恢赝嘶饻囟仍?100℃單相區(qū)時(shí)，860℃溫度進(jìn)行第二重退火后，復(fù)合材料組織由部分初生條狀α 相和針狀α 片層組成，且α片層尺寸較小，平均厚度約為0.35μm。900℃溫度進(jìn)行第二重退火后，α 片層細(xì)化，平均片層厚度約為0.25μm。第二重退火溫度增加至940℃時(shí)，α 片層發(fā)生粗化，平均片層厚度增加至0.43μm。

圖13 不同雙重退火溫度下的復(fù)合材料顯微組織Fig.13 Microstructures of composites at different dual annealing temperatures

結(jié)合兩次退火過(guò)程分析可知，當(dāng)?shù)谝恢赝嘶饻囟雀哂谙嘧凕c(diǎn)時(shí)，1100℃退火后復(fù)合材料基體組織由一次初生α 片層，亞穩(wěn)態(tài)β 相和α′馬氏體組成。860℃溫度進(jìn)行第二重退火時(shí)，亞穩(wěn)態(tài)β 相和馬氏體α′相發(fā)生分解，生成α+β 相，在一次初生α 片層間隙析出二次次生條狀α相，且二重退火保溫過(guò)程中一次初生α 片層略微發(fā)生粗化；900℃溫度進(jìn)行第二重退火時(shí)，由于退火溫度高于α→β 相轉(zhuǎn)變溫度，部分馬氏體相未直接分解，而是轉(zhuǎn)變?yōu)閬喎€(wěn)β 相，由亞穩(wěn)β 相分解生成α+β 相，因此900℃二重退火后α 片層尺寸明顯更為細(xì)?。划?dāng)進(jìn)一步增加二重退火溫度時(shí)，更多的馬氏體相轉(zhuǎn)變?yōu)閬喎€(wěn)β相，但由于此時(shí)退火溫度較高，亞穩(wěn)β 相分解產(chǎn)生的α 片層生長(zhǎng)驅(qū)動(dòng)力大，因此退火后片層發(fā)生明顯粗化。當(dāng)?shù)谝恢赝嘶饻囟鹊陀谙嘧凕c(diǎn)時(shí)，990℃退火后復(fù)合材料基體組織由初生αp相和β 轉(zhuǎn)變組織組成。860℃溫度進(jìn)行第二重退火時(shí)，初生αp不發(fā)生變化，β 轉(zhuǎn)變組織分解為次生αs片層，由于二重退火溫度處在α 相區(qū)上部，β 轉(zhuǎn)變組織分解產(chǎn)生的次生αs片層發(fā)生了明顯的粗化，平均厚度大約為0.3μm；900℃進(jìn)行第二重退火時(shí)，由于退火溫度高于α→β 相轉(zhuǎn)變溫度，990℃退火形成的次生αs轉(zhuǎn)變?yōu)閬喎€(wěn)β 相，由于二重退火冷卻速度較快，因此形成少量針狀馬氏體相，整體β 轉(zhuǎn)變組織細(xì)小致密。當(dāng)?shù)诙赝嘶饻囟冗M(jìn)一步增加至940℃時(shí)，較高的退火溫度導(dǎo)致馬氏體相發(fā)生分解，形成粗大片狀α 相?？傮w來(lái)說(shuō)，900℃溫度為最佳二重退火溫度，在此溫度下退火可有效細(xì)化α 片層，改善片層組織性能。

圖14 為雙重退火后復(fù)合材料的顯微硬度測(cè)量值。對(duì)比不同溫度退火后復(fù)合材料顯微硬度值發(fā)現(xiàn)，兩相區(qū)進(jìn)行第一重退火時(shí)，復(fù)合材料顯微硬度整體較低，這主要與兩相區(qū)第一重退火后復(fù)合材料基體組織中存在的初生αp相有關(guān)。單相區(qū)進(jìn)行第一重退火時(shí)，復(fù)合材料在900℃第二重退火溫度下獲得最大顯微硬度值509HV，這主要是由于900℃第二重退火獲得的α 片層尺寸細(xì)小致密，導(dǎo)致復(fù)合材料硬度明顯上升。

圖14 雙重退火后復(fù)合材料的顯微硬度測(cè)量值Fig.14 Microhardness measurement of composite after dual annealing

結(jié)論

（1）TiBw/ TA15 復(fù)合材料中初生αp相含量隨α+β 相區(qū)固溶溫度的升高逐漸減少。固溶過(guò)程中，軋制退火形成的球狀次生α 相回溶，時(shí)效過(guò)程中重新以細(xì)小針狀αs相析出；單相區(qū)固溶處理后復(fù)合材料基體組織為網(wǎng)籃狀組織，α 片層及β 晶粒尺寸隨固溶溫度的升高略微增加，整體顯微組織較細(xì)；相同兩相區(qū)固溶溫度下，不同固溶時(shí)間所帶來(lái)的復(fù)合材料基體組織差異較小，αp相及αs尺寸變化不大。

（2）初生αp相含量的減少以及β 轉(zhuǎn)變組織的增加導(dǎo)致兩相區(qū)固溶后復(fù)合材料顯微硬度值增加，α 片層的粗化是單相區(qū)較高溫度下固溶處理后復(fù)合材料顯微硬度值下降的關(guān)鍵因素；隨時(shí)效溫度的升高以及時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，組織中次生αs片層和晶界α 相尺寸存在粗化趨勢(shì)，且單相區(qū)固溶后的復(fù)合材料在較高溫度下時(shí)效時(shí)更易引起晶界α 相粗化及β 晶粒內(nèi)部分α 片層異常長(zhǎng)大，導(dǎo)致顯微硬度值下降。

（3）采用雙重退火工藝可明顯細(xì)化α 片層，復(fù)合材料經(jīng)1100℃/0.5h/AC+900℃/1h/AC 的雙重退火工藝處理后，α 片層平均片層厚度約為0.25μm，顯微硬度值明顯高于固溶-時(shí)效熱處理工藝。

（4）不同熱處理工藝下，復(fù)合材料中TiB 晶須不會(huì)發(fā)生明顯變化，仍以軋制后破碎的帶狀形態(tài)分布于基體當(dāng)中。