β型鈦合金相變溫度的新型金相測試方法

(西部金屬材料股份有限公司， 西安 710016)

β型鈦合金與近α型鈦合金、α+β兩相鈦合金相比，具有比強度高，可冷加工成形，可焊性好，容易熱處理，抗疲勞性能好和耐環境腐蝕等優點，主要應用于航空領域[1]。β型鈦合金根據鉬當量大小可以分為穩定β型鈦合金(鉬當量大于10.5%)，亞穩β型鈦合金(鉬當量介于8%～10.5%)和近β型鈦合金(鉬當量低于8%)。

常見的β型鈦合金有TC18，TB6，TB3，TB8等。TC18是名義成分為Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe，鉬當量為11.7%的富β型兩相鈦合金，具有高強度、高韌性、高塑性以及淬透性和焊接性好等優點，已廣泛用于制造大型飛機起落橫梁、機身對接框等主承力結構件，也可用于制造使用溫度不高于350 ℃的發動機扇盤和葉片等[2-3]，其組織變化具有近β型鈦合金的特性。TB6為近β型鈦合金的典型牌號，名義成分為Ti-10V-2Fe-3Al，具有較高的比強度，極好的斷裂性能、抗蠕變性能和良好的耐腐蝕性能，主要用于制造飛機結構件，如起落架等。TB8屬于亞穩β型鈦合金，名義成分為Ti-15Mo-2.7Nb-3Al-0.2Si，是一種高強β型鈦合金，主要用于制造航空航天飛行器中要求具有高強度的緊固件、彈簧組件及結構件等。

β型鈦合金由于添加的元素較多，并且含有鐵和鉻這兩種易偏析元素，成分均勻性很難控制。成分不均勻會直接導致組織不均勻，如產生β斑或大塊的富α區，使得材料性能達不到要求，甚至報廢。

β型鈦合金的相變溫度對合金成分很敏感，是檢查β型鈦合金材料偏析的重要參數。某專項用TC18產品棒材內控技術協議中要求“同一批次兩根棒材的相變溫度的差值不能超過8 ℃”，通過檢測其不同部位的相變溫度可以檢驗合金成分的均勻性。

常用的鈦合金相變溫度測定方法有計算法、熱膨脹法、電阻法、熱分析法、X射線衍射法、連續升溫金相法等。其中連續升溫金相法通過在試樣相變點附近不同溫度淬火，觀察組織中初生α相的變化來確定相變點溫度[4]。該方法具有直觀、可靠的突出優點，廣泛應用于近α和α+β兩相鈦合金的生產，但在β型鈦合金的應用中還存在試驗室之間測試值有歧義的問題。筆者結合β型鈦合金相變理論，研究了近β及亞穩β型鈦合金相變溫度的金相測試方法。

1 β型鈦合金相變原理

1.1 β型鈦合金基本相變和平衡相圖

圖1 同晶型β鈦合金的二元相圖Fig.1 Binary phase diagram of isomorphous β-titanium alloy

β型鈦合金的組織變化可以通過同晶型β鈦合金二元相圖來進行說明，見圖1，圖中橫坐標為β穩定元素含量即鉬當量。β穩定元素的含量增加，則α/β轉變溫度降低，當鉬超過一定量后，β相可以保留到室溫；含β穩定元素的合金自β相區緩慢冷卻時，α相將從β相中析出，其成分隨溫度下降沿圖1中ACα曲線變化，β相成分則沿ACβ曲線變化；當快速冷卻時,原始β相成分不發生變化，晶體結構變化為密排斜方晶格，生成馬氏體α′。圖1中Ms和Mf分別為馬氏體相變開始溫度和馬氏體轉變終了溫度。一般來說，β穩定元素含量越高，相變過程中晶格改變的阻力越大，轉變的過冷度越大，Ms及Mf點越低，Ms點降至室溫時的β穩定元素的濃度稱為臨界濃度(Ck)。當合金中β穩定元素的濃度低于臨界濃度，β相快速冷卻時(水冷或油冷)轉變為馬氏體，緩慢冷卻時(爐冷)析出α+β相。當合金中β穩定元素的濃度大于臨界濃度，且冷卻速度不夠快時，β相則轉變為ω相；快速冷卻時轉變為亞穩β相；緩慢爐冷時β相也會析出α相從而形成α+β組織[5]。

1.2 β相緩慢冷卻過程中的α相變

α相的析出過程是一個形核、長大的過程，形核位置、晶核數量、長大速率與合金成分及冷卻條件有關。當冷卻速率很慢時，由于產生的過冷度很小，晶核只能在晶界上形成并生長為板條狀α。晶界上的晶核也會向晶內生長，形成位向相同、相互平行的長條狀組織，一般稱為平直α組織。當冷卻速率不夠慢，則在晶粒內部也可以形核，晶核長成獨自的α片叢。α片叢的大小受諸多因素影響，加熱溫度越高、保溫時間越長、β穩定元素含量越多、β相變溫度越低、冷卻速率越慢以及在β相區的變形加工量越小，形成的α片叢越大[5]。

1.3 加熱過程中亞穩β相的分解

亞穩β相的分解過程是很復雜的。在加熱溫度較低時，合金元素發生偏聚，β相分離為溶質原子貧化區和溶質原子富集區。進一步提高溫度或延長時效時間，視β相化學成分的不同，從β貧化區析出ω或α，然后分解為平衡的α相和β相，即:β亞→β富+β貧(β′),β貧→α→α+β, β富→α+β。在分解反應中，β富和β′具有相同的晶格，粒子極小且均勻彌散，β′分解產生的α相也細小彌散。當β相從高溫冷卻，在冷卻速率不是很慢時也會發生上述反應，析出彌散的質點，但反應不能充分進行。對于α+β型鈦合金，如TC18，當合金中β相含量(體積分數，下同)為30%～50%時，其淬火后得到亞穩β相和亞穩β相分解產生的少量彌散α相。β型鈦合金中的亞穩型鈦合金和近β型鈦合金在單相區固溶，水冷后可將高溫β相保留至室溫，得到亞穩β相，經時效處理后可析出彌散分布的α和β相[5]。

2 試驗方法

β型鈦合金交貨時的組織為單相等軸β，無初生α，因此金相法測試相變溫度需要對試樣進行預熱處理以形成初生α。根據相變理論，β型鈦合金加熱到β相區后緩慢冷卻或經一定的時效處理都能析出初生α。

該試驗采用將試樣加熱到β相區后緩慢冷卻的預熱處理，得到初生α。在該組織的相變溫度附近加熱淬火，晶內的初生α板條先溶解，晶界上的初生α板條后溶解。晶界上板條α含量小于1%和等于0%的相鄰溫度區間即為β型鈦合金相變溫度區間。由于β型鈦合金存在微區成分偏析，局部區域相變溫度會升高，因此預熱處理的保溫溫度選擇在理論β轉變溫度之上30～50 ℃。

試驗材料為西北有色金屬研究性集團提供的棒材或鍛件，試樣尺寸為φ10 mm×10 mm。選取常見的近β型和亞穩β型鈦合金典型牌號TC18，TB6，TB3，TB8進行相變溫度測試，其熱處理工藝見表1。試樣預熱處理后保溫60 min，淬火處理后保溫40 min，淬火溫度間隔為5 ℃，介質為水，淬火試樣轉移時間不超過5 s。將熱處理后的試樣制成金相試樣，使用奧林巴斯GX51型倒置光學顯微鏡觀察組織的變化。

表1 β型鈦合金的熱處理工藝Tab.1 Heat treatment process of β-titanium alloys

3 結果與討論

3.1 預熱處理后β型鈦合金的組織變化

預熱處理后不同β型鈦合金的顯微組織形貌如圖2所示，可見其組織均為初生α+β，初生α以板條形態分布在原始β晶內和晶界上。根據平衡相變理論，從β相區緩冷至相變點以下40～50 ℃，就可析出滿足試驗測試要求的板條α相，但板條α相的數量少不便于觀察。通過預熱處理后，從β相區爐冷至650 ℃空冷析出的板條α和從β相區爐冷至室溫析出的板條α大小相當，能夠滿足試驗觀察的要求，同時也減少了預熱處理的時間。

圖2 不同β型鈦合金預熱處理后的顯微組織形貌Fig.2 Microstructure morphology of different β-titanium alloys after preheat treatment

3.2 TC18的相變溫度

TC18經淬火水冷處理后的顯微組織形貌如圖3所示。試樣經860 ℃淬火后晶界和晶內有未溶解的呈空心扁橢圓狀的條狀初生α；870 ℃淬火后晶界上仍有少量條狀初生α，其體積分數為0.8%，晶內無板條α，黑色圓點為β相淬火過程中析出的球狀α，其形貌為空心圓球；875 ℃淬火后晶界上的條狀初生α消失，晶內仍有少量球狀α。由此可知，TC18鈦合金的相變溫度區間為870～875 ℃。

圖3 TC18試樣在不同溫度下淬火后的顯微組織形貌Fig.3 Microstructure morphology of TC18 samples after quenching at different temperatures

3.3 TB6的相變溫度

TB6經淬火水冷處理后的顯微組織形貌如圖4所示。淬火溫度為780，790，800 ℃時，試樣組織為晶界板條α+晶內板條α+亞穩β；805 ℃淬火后晶界上有少量未溶解的條狀初生α，其體積分數為0.3%，晶內為針狀α′；810 ℃淬火后顯微組織為α′。由此可知，TB6鈦合金的相變溫度區間為805～810 ℃。

圖4 TB6試樣在不同溫度下淬火后的顯微組織形貌Fig.4 Microstructure morphology of TB6 samples after quenching at different temperatures

3.4 TB3的相變溫度

TB3的淬火溫度選擇760～790 ℃，其經淬火水冷處理后的顯微組織形貌如圖5所示。785 ℃淬火后在亞穩β晶界上存在短棒狀的初生α，體積分數為0.7%。790 ℃淬火后組織為亞穩等軸β晶粒+晶內黑色點狀氧化物，無初生α，黑色點狀氧化物高倍下為實心圓點，其形態特征有別于板條α。由此可知，TB3鈦合金的相變溫度區間為785～790 ℃。

3.5 TB8的相變溫度

TB8的淬火溫度選擇800～885 ℃，其經淬火水冷處理后的顯微組織形貌如圖6所示。TB8試樣在850，860,870 ℃淬火后的初生α體積分數分別為2.8%，1.5%，0.8%。試樣在880 ℃淬火后，亞穩β晶界還存在細小的短棒狀初生α，其體積分數為0.5%。885 ℃淬火后亞穩β相上短棒狀的初生α消失，第二相析出物在晶內呈圓圈狀，形態和大小近似于時效析出的球狀α。由此可知，TB8鈦合金的相變溫度區間為880～885 ℃。

3.6 綜合分析

β型鈦合金相變溫度的測試方法一般參照GB/T 23605-2009《鈦合金β轉變溫度測定方法》，該標準方法應用于β型鈦合金存在以下不足：

圖5 TB3試樣在不同溫度下淬火后的顯微組織形貌Fig.5 Microstructure morphology of TB3 samples after quenching at different temperatures

圖6 TB8試樣在不同溫度下淬火后的顯微組織形貌Fig.6 Microstructure morphology of TB8 samples after quenching at different temperatures

(1) 該方法不能涵蓋β型鈦合金所有熱處理狀態，只適用于有初生α的熱加工態和時效態鈦合金，不適用于固溶態鈦合金。固溶態β型鈦合金的組織為單相等軸β，在相變溫度以下加熱淬火時，由于保溫時間只有40 min，β晶粒雖然能析出初生α，但量非常少，在光學顯微鏡下觀察到的組織仍為單相等軸β，觀察不到初生α的變化，因此無法測定固溶態β型鈦合金的相變溫度。

(2) 測定的β型鈦合金相變溫度穩定性差，同一批號同一爐號不同實驗室測得的相變溫度值相差20～30 ℃。β型鈦合金中加入了大量的β穩定元素，合金元素和雜質元素含量較高，導致某些牌號的材料中含有高熔點金屬氧化物雜質，如TB3中存在一定量鉬和釩的球狀氧化物；有的β型合金在相變溫度附近熱處理時會生成高熔點的第二相，如β-C合金中會析出鉻化物，該試驗中TB8鈦合金在相變點附近的溫度區間析出了和初生α大小相當的球狀第二相；某些淬透性差的合金在淬火冷卻過程中，總會析出一定量的球狀α，如TC18鈦合金在相變溫度以上10 ℃淬火后就會析出球狀初生α。這些夾雜、第二相與β型合金時效析出的α相的大小和形態相似，給相變點測試過程中初生α的觀察帶來了干擾，使得測試值存在不可靠、不穩定的問題。

(3) GB/T 23605-2009中規定初生α含量小于3%的試樣所反映的溫度為相變溫度，但這個相變溫度值不能滿足精準測定相變溫度的要求，遠小于真值。鈦合金的相變溫度區間也稱β轉變溫度區間，是指在相變點測試過程中，鈦及鈦合金組織中α相完全消失和未完全消失的相鄰溫度區間[4]。測定相變溫度區間下限時的初生α對合金的成分非常敏感，同一牌號，不同爐次的材料，由于合金元素和雜質元素的波動，對應的初生α含量也不同。850 ℃測得的TB8鈦合金中初生α含量小于3%，按照GB/T 23605-2009，其相變溫度區間為850～855 ℃，而實際測得的相變溫度區間為880～885 ℃，低于真值30 ℃。

上述測試結果表明，板條狀初生α的形態能有效區別于淬火冷卻中亞穩β析出的球狀初生α、合金高溫下析出的第二相以及熔煉過程中的難熔金屬雜質。通過預熱處理調整初生α形態，可有效去除雜相的干擾，保證金相法測定β型鈦合金相變溫度值的穩定性。也解決了固溶態β鈦合金無初生α的問題，同時也調整了熱變形和時效態初生α的形態，為下一步準確測量相變溫度提供了基礎。由于初生α的大小與合金成分有關，在觀察晶界初生α時可選擇200倍或更高的放大倍數。

β型鈦合金相變點的測試結果表明：各典型鈦合金相變溫度區間的下限溫度對應的晶界板條α含量小于1%，因此定義晶界板條α含量小于1%和等于0%對應的溫度區間為β型鈦合金相變溫度區間，該相變溫度區間更加接近真值，為近β型鈦合金的鍛造提供了保障。

通過對TC18，TB6，TB8，TB3鈦合金相變溫度測試結果的分析，證明該β型鈦合金相變溫度金相測試方法切實可行，解決了現有標準方法的不足。同時，測得材料的相變溫度范圍高于GB/T 23605-2009附錄A中提供的相變溫度范圍，后者是按合金牌號的名義成分，通過相變點計算法給出的。而β型鈦合金的主體成分范圍比較寬，不同生產單位同一牌號的β型鈦合金的成分配比也是不一樣的，測得的相變溫度會在資料給出的范圍內波動也是正常的。

4 結論

(1) β型鈦合金相變溫度的新金相測試方法為：對試樣進行預熱處理，在理論相變溫度以上30～50 ℃保溫40 min爐冷至650 ℃后空冷。然后觀察晶界上的板條α，晶界板條α含量小于1%和等于0%對應的溫度區間即為β型鈦合金的相變溫度區間。

(2) 通過對TC18，TB6，TB3，TB8鈦合金相變溫度進行測試，證明該金相測試方法切實可行，解決了現有GB/T 23605-2009標準決定測試方法的不足。