超高強(qiáng)β鈦合金等溫相轉(zhuǎn)變特性及力學(xué)性能

王慶娟，吳金城，王 偉，杜忠澤，尹仁錕

(西安建筑科技大學(xué) 冶金工程學(xué)院，西安 710055)

近β鈦合金具有高的比強(qiáng)度和良好的韌性，廣泛應(yīng)用于航空航天等領(lǐng)域，其力學(xué)性能與時(shí)效過程中的微觀組織演變密切相關(guān)[1-4]。近β鈦合金屬于時(shí)效強(qiáng)化型合金，時(shí)效過程中會(huì)析出尺寸細(xì)小的α相，產(chǎn)生的β/α界面能夠阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，從而強(qiáng)化合金[5-6]。近β鈦合金等溫相轉(zhuǎn)變具有多樣性和復(fù)雜性的特點(diǎn)，在不同的時(shí)效溫度下會(huì)析出不同的相轉(zhuǎn)變產(chǎn)物，低溫時(shí)效時(shí)會(huì)析出等溫ω相(又稱熱ω相)，高溫時(shí)效時(shí)會(huì)直接析出α相[7-10]。等溫ω相主要是由β相中{111}面坍塌而形成的，其結(jié)構(gòu)取決于{111}β面的坍塌程度，當(dāng){111}β面部分坍塌時(shí)為三角結(jié)構(gòu)，完全坍塌時(shí)為六方結(jié)構(gòu)[7]。等溫ω相的形狀與ω/β的錯(cuò)配度有關(guān)，一般呈橢球狀或立方狀，尺寸約數(shù)十納米[11-12]。尺寸細(xì)小且彌散分布的等溫ω相能夠?yàn)棣料嗟奈龀鎏峁﹥?yōu)先形核的質(zhì)點(diǎn)，從而促進(jìn)時(shí)效過程中α相的均勻析出，顯著提高合金的強(qiáng)度[13-15]。國(guó)內(nèi)外許多研究人員已經(jīng)對(duì)不同合金中的ω相轉(zhuǎn)變進(jìn)行了系統(tǒng)的研究。Li等[16]對(duì)Ti-6554合金的ω相轉(zhuǎn)變進(jìn)行了詳細(xì)的研究，研究發(fā)現(xiàn)時(shí)效初期和后期的ω相的尺寸和成分存在一定差異，并且發(fā)現(xiàn)等溫ω/β界面上的富O區(qū)會(huì)促進(jìn)α相的析出。Nag等[10]研究了Ti5553合金時(shí)效時(shí)ω相輔助形核的轉(zhuǎn)變機(jī)制、元素分配和微觀結(jié)構(gòu)演變。合金的力學(xué)性能取決于時(shí)效過程中ω相和α相的演變特征，而相轉(zhuǎn)變特征又與時(shí)效溫度和時(shí)間密切相關(guān)。因此，研究不同時(shí)效工藝參數(shù)下ω相和α相的相轉(zhuǎn)變特征及關(guān)系對(duì)合金性能的提高具有重要意義。

本工作所用合金為自主研發(fā)的Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Fe-Nb超高強(qiáng)β鈦合金，對(duì)該合金等溫處理過程中的ω相轉(zhuǎn)變和輔助形核α相的機(jī)制進(jìn)行了系統(tǒng)的研究。通過多種顯微表征手段研究了時(shí)效過程中ω相和α相的析出行為，揭示了ω相和α相的轉(zhuǎn)變特征與力學(xué)性能之間的關(guān)系，為時(shí)效工藝參數(shù)的優(yōu)化提供了重要依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

本工作采用的是自主研發(fā)的Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Fe-Nb近β型超高強(qiáng)β鈦合金，相變溫度為(785±5) ℃[17-21]。經(jīng)固溶時(shí)效處理后，該合金的抗拉強(qiáng)度大于1300 MPa，伸長(zhǎng)率大于10%。與Ti-1023合金相比，該合金具有更好的強(qiáng)塑性匹配，而且添加少量的合金元素Fe，既保證了合金的高強(qiáng)度和韌性，又降低了大批量生產(chǎn)的成本[17-18]。合金成分如表1所示。合金鑄錠經(jīng)過鍛造和軋制后加工成φ12.5 mm的棒材，取φ12.5 mm×10 mm的圓柱試樣用于熱處理實(shí)驗(yàn)。試樣加熱至800 ℃(β單相區(qū))固溶30 min，隨后空冷至室溫。固溶后的試樣分別在300，400，500 ℃保溫0.5～50 h，空冷至室溫，具體的實(shí)驗(yàn)過程如圖1所示。實(shí)驗(yàn)采用OLYMPUS-PMG3型光學(xué)顯微鏡、Supra-55型掃描電子顯微鏡和Tecnai-F30型透射電子顯微鏡觀察合金等溫時(shí)效后的微觀組織和相轉(zhuǎn)變特征，使用布魯克D8-Advance型X射線衍射儀分析合金中的相組成，401MVD型維氏硬度計(jì)分析合金時(shí)效時(shí)的硬化特性，合金的室溫拉伸性能測(cè)試在WDW100型電子拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。

表1 Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Fe-Nb超高強(qiáng)β鈦合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Fe-Nb ultra-high strength β titanium alloy (mass fraction/%)

2 結(jié)果與分析

2.1 等溫相轉(zhuǎn)變

圖2為合金在β相變點(diǎn)溫度以上進(jìn)行固溶處理(800 ℃/30 min, AC)后的金相顯微組織和XRD衍射圖。由圖2(a)可以看出，合金經(jīng)固溶處理后為等軸狀β晶粒，尺寸為30～60 μm。由圖2(b)可以看出，合金固溶后只含有β相，未出現(xiàn)α相衍射峰，為單一的β相組織。

圖2 合金固溶處理后顯微組織(a)及XRD譜圖(b)Fig.2 Microstructure (a) and XRD pattern (b) after solution treatment of alloy

圖3 合金固溶后300 ℃時(shí)效4 h的顯微組織(a)TEM圖；(b)選區(qū)衍射圖；(c)HAADF-STEM圖Fig.3 Microstructures of the alloy after solution and ageing at 300 ℃ for 4 h(a)TEM image;(b)electron diffraction pattern of selected area;(c)HAADF-STEM image

圖4 等溫ω相轉(zhuǎn)變示意圖 (a)β相；(b)ω1相；(c)ω2相Fig.4 Schematic illustrations of the transformation of ω phase (a)β phase；(b)ω1 phase；(c)ω2 phase

圖5 合金固溶后300 ℃時(shí)效50 h的顯微組織(a)選區(qū)衍射圖；(b)TEM圖；(c)HAADF-STEM圖Fig.5 Microstructures of the alloy after solution and ageing at 300 ℃ for 50 h(a)electron diffraction pattern of selected area;(b)TEM image;(c)HAADF-STEM image

圖6(a)為合金固溶后400 ℃時(shí)效8 h的選區(qū)衍射圖。由圖可以觀察到清晰明亮的β相衍射斑點(diǎn)，在β相衍射斑點(diǎn)的1/2位置處存在明顯的α相衍射斑點(diǎn)，同時(shí)在β相衍射斑點(diǎn)的1/3和2/3位置處存在微弱的ω相衍射斑點(diǎn)，表明合金400 ℃時(shí)效8 h后β相、α相和ω相共存，α相的含量較多，ω相的含量較少。套取圖6(a)中的衍射斑點(diǎn)DF1和DF2，與之相對(duì)應(yīng)的暗場(chǎng)像如圖6(b)，(c)所示。套取的衍射斑點(diǎn)DF1同時(shí)含有ω相和α相的衍射斑點(diǎn)，由圖6(b)可以看出ω相和α相相互接觸，α相依附著ω相。α相的析出與ω相密切相關(guān)，ω相協(xié)助α相形核，為α相提供了優(yōu)先形核的位置，形核位置在ω相和α相的界面處。α相之所以在β/ω界面處析出，是因?yàn)榈蜏貢r(shí)效時(shí)，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，ω相發(fā)生長(zhǎng)大，而ω相長(zhǎng)大的同時(shí)伴隨著ω相非穩(wěn)定元素(O, Al, Mo, V和Cr)的排出，排出的α穩(wěn)定元素(Al)在ω相附近聚集，促進(jìn)了α相的形核和長(zhǎng)大[7,16,24]。同時(shí)時(shí)效過程中ω相的析出提高了晶格錯(cuò)配度，導(dǎo)致β/ω界面處產(chǎn)生大量位錯(cuò)，為α相的析出提供了優(yōu)先形核的質(zhì)點(diǎn)[20]。

圖6(c)是DF2相對(duì)應(yīng)的暗場(chǎng)像，由圖可以觀察到長(zhǎng)20 nm左右，寬度約5 nm的α相均勻彌散地分布在β基體中，相鄰α相之間呈90°夾角分布。這些α相直接在β基體中析出，沒有過渡相(ω相)的協(xié)助。與常見的由β基體上直接析出的α相呈60°夾角不同，該合金析出α相夾角呈90°，其原因可能是在α相析出初始階段，納米級(jí)的α相以相互平行和垂直的方式析出，隨著時(shí)效溫度的升高，從相互垂直析出的α相的側(cè)面又以60°夾角析出α相，從而呈現(xiàn)出常見的典型“V”字形α相形貌[25]。

圖6 合金固溶后400 ℃時(shí)效8 h的顯微組織(a)選區(qū)衍射圖；(b)DF1暗場(chǎng)像；(c)DF2暗場(chǎng)像Fig.6 Microstructures of the alloy after solution and ageing at 400 ℃ for 8 h(a)electron diffraction pattern of selected area;(b)DF1 dark field image;(c)DF2 dark field image

綜上所述，合金在低溫時(shí)效時(shí)，由于時(shí)效溫度低，合金中溶質(zhì)原子擴(kuò)散速度慢，沒有足夠的相變驅(qū)動(dòng)力析出α相，次生α相不能直接從β基體中析出。合金的β穩(wěn)定元素濃度在ω相析出的臨界濃度范圍內(nèi)，因此在低溫時(shí)效初期會(huì)析出細(xì)小的顆粒狀等溫ω相，等溫ω相會(huì)為α相的析出提供優(yōu)先形核的質(zhì)點(diǎn)，促進(jìn)時(shí)效過程中α相的析出，從而完成低溫時(shí)效時(shí)β相向α相的轉(zhuǎn)變。

圖7(a)為合金固溶后400 ℃時(shí)效8 h和12 h的XRD譜圖。由圖可以看出400 ℃時(shí)效8 h和12 h時(shí)ω相衍射峰和α相衍射峰共存，表明400 ℃時(shí)效12 h后合金內(nèi)部仍存在ω相。隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，α相的含量增加。圖7(b)為合金固溶后500 ℃時(shí)效0.5 h的XRD衍射圖。由圖可以看出只存在β相和α相衍射峰，未出現(xiàn)ω相衍射峰，表明合金500 ℃時(shí)效0.5 h后析出了α相，未析出ω相。高溫時(shí)效過程中α相直接從β基體中析出，沒有ω相的協(xié)助。圖8為合金在400 ℃和500 ℃時(shí)效12 h的顯微組織。對(duì)比圖6(b)和圖8(a)可以看出，合金在400 ℃時(shí)效時(shí)，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，短棒狀α相發(fā)生長(zhǎng)大。當(dāng)時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)至12 h時(shí)，短棒狀α相的長(zhǎng)度為100 nm左右，寬約25 nm。合金500 ℃時(shí)效12 h時(shí)，針狀α相彼此相交，夾角為60°，呈“V”字形均勻分布在β基體中(圖8(b))。合金在400 ℃時(shí)效時(shí)，ω相協(xié)助析出納米級(jí)尺寸的短棒狀α相；500 ℃時(shí)效時(shí)，針狀α相直接從β基體中析出。兩種溫度下α相的析出機(jī)制不同，因此α相的形貌也會(huì)存在差異，進(jìn)而影響合金的力學(xué)性能。

圖7 合金固溶后400 ℃ (a)和500 ℃ (b)時(shí)效不同時(shí)間的XRD譜圖Fig.7 XRD patterns of alloys aged at 400 ℃ (a) and 500 ℃ (b) for different time after solution treatment

圖8 合金時(shí)效后SEM顯微組織 (a)400 ℃,12 h;(b)500 ℃,12 hFig.8 SEM microstructures after ageing (a)400 ℃,12 h;(b)500 ℃,12 h

2.2 合金的力學(xué)性能

圖9為合金在300～500 ℃時(shí)效不同時(shí)間的合金硬度變化曲線。300 ℃時(shí)效4 h時(shí)，β基體內(nèi)開始析出等溫ω相，硬度明顯增加；隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金的硬度持續(xù)增加，但硬化程度較低，硬化速度較慢，這是因?yàn)楹辖鹪?00 ℃時(shí)效時(shí)析出的ω相數(shù)量少，尺寸小，直到時(shí)效50 h時(shí)也未析出細(xì)小的α相，所以該溫度下合金的硬化程度有限。合金400 ℃時(shí)效時(shí)析出大量等溫ω相，與300 ℃時(shí)效相比等溫ω相的尺寸也明顯增加，使得合金的硬度顯著增加，硬化速度快。隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，ω相協(xié)助析出尺寸細(xì)小的α相(圖6(b))，合金的硬度持續(xù)增加，在時(shí)效8 h時(shí)達(dá)到峰值，最大硬度值為425.8HV，當(dāng)時(shí)效時(shí)間超過8 h，合金的硬度減小，這是因?yàn)榇蟛糠枝叵嘁呀?jīng)轉(zhuǎn)變?yōu)棣料嗖⑶蚁任龀龅摩料喟l(fā)生明顯長(zhǎng)大和粗化(圖8(a))。時(shí)效溫度越高，硬化程度越小。合金500 ℃時(shí)效12 h時(shí)，呈60°夾角排列的針狀α相均勻地分布在β基體內(nèi)(圖8(b))，合金的硬度達(dá)到峰值(347.9HV)，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金的硬度減小。

圖9 合金不同溫度時(shí)效時(shí)硬度-等溫時(shí)間關(guān)系曲線Fig.9 Curves of hardness-isothermal time of alloy at different ageing temperatures

圖10為合金在固溶及不同溫度時(shí)效后的拉伸性能，從圖中可以看出，與時(shí)效后的合金相比，固溶態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度最低(828.9 MPa)，伸長(zhǎng)率(18.56%)最高。這是因?yàn)楹辖鸾?jīng)固溶處理后，合金的成分更加均勻，消除了之前軋制過程中產(chǎn)生的大量缺陷，所以合金的強(qiáng)度減小，伸長(zhǎng)率提高。合金在β單相區(qū)固溶后獲得單一的β相組織，β相為體心立方結(jié)構(gòu)，與密排六方結(jié)構(gòu)的α相相比，β相的滑移系多，塑性好[26]。合金經(jīng)時(shí)效處理后強(qiáng)度明顯增加，塑性顯著減小。合金400 ℃時(shí)效12 h后抗拉強(qiáng)度為1716.1 MPa，伸長(zhǎng)率為2%。這是因?yàn)楹辖鹪?00 ℃時(shí)效初期析出了納米級(jí)的ω相，為α相的析出提供了優(yōu)先形核的質(zhì)點(diǎn)，促進(jìn)析出尺寸細(xì)小的α相。尺寸細(xì)小的ω相和α相均勻彌散地分布在β基體中，產(chǎn)生了大量的ω/β和α/β界面，這些界面阻礙了位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，使得合金的強(qiáng)度高，塑性差[5,15]。合金500 ℃時(shí)效時(shí)未析出ω相，針狀α相直接從β基體中析出。合金500 ℃時(shí)效12 h的抗拉強(qiáng)度為1439.8 MPa，伸長(zhǎng)率為9.84%，具有良好的強(qiáng)塑性匹配。

圖10 固溶及不同溫度時(shí)效后合金的拉伸性能Fig.10 Tensile properties of alloy after solution treatment and ageing at different temperatures

3 結(jié)論

(1)合金300 ℃時(shí)效時(shí)只析出ω相，隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，等溫ω相長(zhǎng)大。400 ℃時(shí)效時(shí)，合金內(nèi)部先析出尺寸細(xì)小的等溫ω相，ω相協(xié)助α相在β/ω相界面處形核。合金500 ℃時(shí)效時(shí)未析出ω相，α相直接從β基體中析出。析出的針狀α相尺寸細(xì)小，呈“V”形均勻地分布在β基體中。

(2)合金固溶空冷后為單一bcc結(jié)構(gòu)的β相組織，滑移系多，塑性好，使得合金的抗拉強(qiáng)度低(828.9 MPa)，伸長(zhǎng)率(18.56%)高。400 ℃時(shí)效時(shí)，合金內(nèi)大量的ω/β和α/β界面阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，顯著提高合金的硬度和強(qiáng)度。400 ℃時(shí)效8 h時(shí)合金的硬度達(dá)到最大值(425.8HV)，時(shí)效12 h時(shí)抗拉強(qiáng)度為1716.1 MPa。500 ℃時(shí)效12 h時(shí)合金的抗拉強(qiáng)度為1439.8 MPa，伸長(zhǎng)率為9.84%，具有良好的強(qiáng)塑性匹配。