TC17鈦合金在α+β兩相區加熱過程中片狀組織的粗化行為

王云利，趙興東，徐建偉，曾衛東

(1.中國航發沈陽黎明航空發動機有限責任公司，遼寧 沈陽 110043)(2.西北工業大學 凝固技術國家重點實驗室, 陜西 西安 710072)

0 引 言

鈦合金具有高的比強度、良好的高溫性能以及損傷容限性能，已被廣泛應用于航空領域[1]。然而鈦合金組織在高溫下并不穩定，容易發生微觀組織變化，影響材料的力學性能。其中，鈦合金組織粗化是高溫加熱過程中一種常見的組織演變行為，組織粗化程度將嚴重影響材料的應用。目前，其重要性已經引起了科學與工程領域的廣泛關注[2-6]。Semiatin 等人[2]研究了Ti-6Al-4V合金在加熱過程中的靜態粗化行為，發現初生α晶粒的粗化過程由體擴散控制，并且晶粒尺寸與加熱時間呈線性關系。Sharma等人[3]研究了Ti-Al合金在高溫加熱過程中的組織粗化行為，發現隨著加熱時間的延長，控制粗化過程的機理由末端遷移機理向圓柱化機理轉變。Grewal等人[4]研究了Ti-Mn和Ti-V合金在加熱過程中的粗化機理，發現其粗化機理依賴于溫度和合金元素的擴散，并且基于LSW理論建立了粗化動力學。

TC17鈦合金(Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr)是一種近β型兩相鈦合金，目前已被應用于制造航空發動機風扇以及壓氣機盤，使用溫度高達400 ℃，其工藝、組織、性能關系已被廣泛研究，然而，尚未發現關于其組織粗化方面的研究，考慮到組織粗化的重要性，系統研究TC17鈦合金在加熱過程中的組織粗化行為具有重要意義。為此，以TC17鈦合金為對象，深入研究兩相區加熱過程中片狀組織的粗化行為，以期更好的指導實際生產。

1 實 驗

本研究所用TC17鈦合金由寶鋼特鋼有限公司提供，其化學成分(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Ti，相變點大約為893 ℃，原始組織如圖1所示。從圖1可以看出，實驗用TC17鈦合金在兩相區經歷了一定的小變形，但組織基本保持片狀結構，α/β界面清晰、光滑，片狀α相的厚度大約為0.4 μm。

對實驗用TC17鈦合金進行加熱，加熱溫度分別為800 ℃和840 ℃，保溫時間分別為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 結果與分析

2.1 加熱過程中的組織演變

以800 ℃下加熱不同時間的典型組織為代表，闡述TC17鈦合金片狀組織在兩相區加熱過程中的組織演變。圖2為TC17鈦合金在800 ℃下加熱0.5、1、2、8 h時的微觀組織。

圖2 TC17鈦合金在800 ℃下加熱不同時間后的顯微組織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可以發現，相比于原始試樣較薄的片狀α相，加熱后的片狀組織變粗，并且隨著加熱時間的延長，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相的粗化可用溶質原子的遷移過程來解釋。α/β相界面處的曲率差造成了勢能差異，片狀α相末端和缺陷位置的曲率較大，勢能較高，而平滑位置曲率較小，勢能也較低，溶質原子將從勢能較高的片狀組織末端或缺陷位置向勢能較低的平滑位置遷移，即所謂的末端遷移機制[7]。末端遷移機理使得片狀組織的末端逐漸消退，而平滑部位逐漸變粗，導致組織粗化。

圖3為TC17鈦合金組織中片狀α相厚度在不同加熱溫度下隨時間的變化曲線。從圖3可以看出，片狀α相的粗化過程受溫度和時間的影響，隨著加熱時間延長，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間延長逐漸減小，表明片狀α相的靜態粗化速率逐漸降低。正如前文所述，粗化過程是一個由能量差異引起的溶質原子擴散過程，其結果是為了減小不同位置間的能量差異，因此隨著加熱的進行，片狀α相粗化速率必然會隨之降低。

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

2.2 片狀α相靜態粗化動力學

TC17鈦合金片狀α相粗化過程是一個元素擴散過程，其粗化動力學可使用基于擴散分析的Lifshitz-Slyosov-Wagner(LSW)粗化理論模型建立。根據TC17鈦合金組織演變特點，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相粗化速率計算

為了更加清楚地理解TC17鈦合金片狀α相在加熱過程中的粗化行為，有必要對其粗化速率進行理論分析。假設片狀α相的邊界能量是理想狀態，即α相邊界上的表面張力可完全轉化為濃度梯度，由此來促進片狀α相頂端的徑向擴散，即所謂的Gibbs-Thompson效應[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相界上的擴散系數，w是最初α相的厚度，m代表摩爾體積，P為粗化驅動力，fα表示加熱前α相的體積分數，cα代表限速溶質在α相中的濃度，λ2為加熱后片狀α相的間距，R是大氣常數，T為絕對溫度。α相界上的擴散系數Db和粗化驅動力P通過如下2個方程計算：

Db=D0exp(-Qb/RT)

(3)

(4)

方程中，D0為最初的α相晶界擴散系數，Qb是晶界擴散活化能，γα β是α/β界面能，λ1是最初的片層間距。根據Sharma等人[3]的報道，最初片狀α相的晶界擴散系數為D0=1.24×10-6m2/s，晶界擴散活化能Qb=170 kJ/mol，氣體常數R=8.314 J/(mol ·K)。對于兩相鈦合金來說，α/β界面能取0.2 J/m2。測量得到的最初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分別增長到3.2 μm和4.5 μm。代入參數即可計算不同溫度下的粗化驅動力。

初始片狀α相厚度w=0.4 μm，加熱前α相體積分數為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，利用式(2)計算TC17鈦合金片狀α相的靜態粗化速率，并將計算值與實驗值進行對比，如表1所示。

表1粗化速率計算值與測量值的對比

Table 1 Comparison of measured coarsening rates with calculations

800、840 ℃下計算得到的α相靜態粗化速率與測量得到的數值的比值分別是1.355和1.302，這表明理論計算值與實際測量值是相吻合的。比值略微大于1，說明計算值略高于測量值。本研究中，片狀α相的粗化速率測量值是通過方程k=(λ2-λ1)/t計算得到的，是一個平均值。通過圖3可以觀察到，片狀α相厚度與加熱時間并不是線性關系，表明粗化速率不是常數，而是隨加熱時間的增加逐漸減小的，這樣計算的粗化速率值是偏低的，這進一步確認了TC17鈦合金α相靜態粗化速率的理論計算方程的可靠性。

3 結 論

(1)TC17鈦合金片狀α相隨加熱時間延長持續粗化，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間的延長逐漸降低。

(2)片狀α相粗化過程是一個元素擴散過程，可用末端遷移機理解釋，元素從勢能較高的片狀組織末端和缺陷位置向勢能較低的平滑位置遷移，導致片狀α相粗化。

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

(4)基于Gibbs-Thompson理論，建立了TC17鈦合金片狀組織的粗化速率預測模型，并通過計算與測量驗證了模型的準確性。

[1] Semiatin S L, Corbett M W, Fagin P N, et al. Dynamic-coarsening behavior of anα/βtitanium alloy[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2006, 37(4):1125-1136.

[2] Semiatin S L, Kirby B C, Salishchev G A. Coarsening behavior of an alpha-beta titanium alloy[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2004, 35(9):2809-2819.

[3] Sharma G, Ramanujan R V, Tiwari G P. Instability mechanisms in lamellar microstructures [J].Acta Materialia,2000,48(4):875-889.

[4] Grewal G, Ikem S. Particle coarsening behavior ofα-βtitanium alloys[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 1990, 21(6):1645-1654.

[5] Ramanujan R V. The coarsening of lamellae in Ti-48Al-2Mn-2Nb[J]. Acta Metallurgica et Materialia, 1994, 42(8):2775-2781.

[6] Xu J W, Zeng W D, Jia Z Q. Static globularization kinetics for Ti-17 alloy with initial lamellar microstructure[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2014, 603: 239-247.

[7] Stefansson N, Semiatin S L. Mechanisms of globularization of Ti-6Al-4V during static heat treatment[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2003, 34(3): 691-698.