超高強β鈦合金等溫相轉變特性及力學性能

王慶娟，吳金城，王 偉，杜忠澤，尹仁錕

(西安建筑科技大學 冶金工程學院，西安 710055)

近β鈦合金具有高的比強度和良好的韌性，廣泛應用于航空航天等領域，其力學性能與時效過程中的微觀組織演變密切相關[1-4]。近β鈦合金屬于時效強化型合金，時效過程中會析出尺寸細小的α相，產生的β/α界面能夠阻礙位錯的運動，從而強化合金[5-6]。近β鈦合金等溫相轉變具有多樣性和復雜性的特點，在不同的時效溫度下會析出不同的相轉變產物，低溫時效時會析出等溫ω相(又稱熱ω相)，高溫時效時會直接析出α相[7-10]。等溫ω相主要是由β相中{111}面坍塌而形成的，其結構取決于{111}β面的坍塌程度，當{111}β面部分坍塌時為三角結構，完全坍塌時為六方結構[7]。等溫ω相的形狀與ω/β的錯配度有關，一般呈橢球狀或立方狀，尺寸約數十納米[11-12]。尺寸細小且彌散分布的等溫ω相能夠為α相的析出提供優先形核的質點，從而促進時效過程中α相的均勻析出，顯著提高合金的強度[13-15]。國內外許多研究人員已經對不同合金中的ω相轉變進行了系統的研究。Li等[16]對Ti-6554合金的ω相轉變進行了詳細的研究，研究發現時效初期和后期的ω相的尺寸和成分存在一定差異，并且發現等溫ω/β界面上的富O區會促進α相的析出。Nag等[10]研究了Ti5553合金時效時ω相輔助形核的轉變機制、元素分配和微觀結構演變。合金的力學性能取決于時效過程中ω相和α相的演變特征，而相轉變特征又與時效溫度和時間密切相關。因此，研究不同時效工藝參數下ω相和α相的相轉變特征及關系對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的Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Fe-Nb超高強β鈦合金，對該合金等溫處理過程中的ω相轉變和輔助形核α相的機制進行了系統的研究。通過多種顯微表征手段研究了時效過程中ω相和α相的析出行為，揭示了ω相和α相的轉變特征與力學性能之間的關系，為時效工藝參數的優化提供了重要依據。

1 實驗材料與方法

本工作采用的是自主研發的Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Fe-Nb近β型超高強β鈦合金，相變溫度為(785±5) ℃[17-21]。經固溶時效處理后，該合金的抗拉強度大于1300 MPa，伸長率大于10%。與Ti-1023合金相比，該合金具有更好的強塑性匹配，而且添加少量的合金元素Fe，既保證了合金的高強度和韌性，又降低了大批量生產的成本[17-18]。合金成分如表1所示。合金鑄錠經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驗。試樣加熱至800 ℃(β單相區)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，具體的實驗過程如圖1所示。實驗采用OLYMPUS-PMG3型光學顯微鏡、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效后的微觀組織和相轉變特征，使用布魯克D8-Advance型X射線衍射儀分析合金中的相組成，401MVD型維氏硬度計分析合金時效時的硬化特性，合金的室溫拉伸性能測試在WDW100型電子拉伸試驗機上進行。

表1 Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Fe-Nb超高強β鈦合金的化學成分(質量分數/%)Table 1 Chemical compositions of Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Fe-Nb ultra-high strength β titanium alloy (mass fraction/%)

2 結果與分析

2.1 等溫相轉變

圖2為合金在β相變點溫度以上進行固溶處理(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 ℃時效4 h的顯微組織(a)TEM圖；(b)選區衍射圖；(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 ℃時效50 h的顯微組織(a)選區衍射圖；(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 ℃時效8 h的選區衍射圖。由圖可以觀察到清晰明亮的β相衍射斑點，在β相衍射斑點的1/2位置處存在明顯的α相衍射斑點，同時在β相衍射斑點的1/3和2/3位置處存在微弱的ω相衍射斑點，表明合金400 ℃時效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DF1和DF2，與之相對應的暗場像如圖6(b)，(c)所示。套取的衍射斑點DF1同時含有ω相和α相的衍射斑點，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，ω相協助α相形核，為α相提供了優先形核的位置，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，是因為低溫時效時，隨著時效時間的延長，ω相發生長大，而ω相長大的同時伴隨著ω相非穩定元素(O, Al, Mo, V和Cr)的排出，排出的α穩定元素(Al)在ω相附近聚集，促進了α相的形核和長大[7,16,24]。同時時效過程中ω相的析出提高了晶格錯配度，導致β/ω界面處產生大量位錯，為α相的析出提供了優先形核的質點[20]。

圖6(c)是DF2相對應的暗場像，由圖可以觀察到長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，納米級的α相以相互平行和垂直的方式析出，隨著時效溫度的升高，從相互垂直析出的α相的側面又以60°夾角析出α相，從而呈現出常見的典型“V”字形α相形貌[25]。

圖6 合金固溶后400 ℃時效8 h的顯微組織(a)選區衍射圖；(b)DF1暗場像；(c)DF2暗場像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，合金在低溫時效時，由于時效溫度低，合金中溶質原子擴散速度慢，沒有足夠的相變驅動力析出α相，次生α相不能直接從β基體中析出。合金的β穩定元素濃度在ω相析出的臨界濃度范圍內，因此在低溫時效初期會析出細小的顆粒狀等溫ω相，等溫ω相會為α相的析出提供優先形核的質點，促進時效過程中α相的析出，從而完成低溫時效時β相向α相的轉變。

圖7(a)為合金固溶后400 ℃時效8 h和12 h的XRD譜圖。由圖可以看出400 ℃時效8 h和12 h時ω相衍射峰和α相衍射峰共存，表明400 ℃時效12 h后合金內部仍存在ω相。隨著時效時間的延長，α相的含量增加。圖7(b)為合金固溶后500 ℃時效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ω相衍射峰，表明合金500 ℃時效0.5 h后析出了α相，未析出ω相。高溫時效過程中α相直接從β基體中析出，沒有ω相的協助。圖8為合金在400 ℃和500 ℃時效12 h的顯微組織。對比圖6(b)和圖8(a)可以看出，合金在400 ℃時效時，隨著時效時間的延長，短棒狀α相發生長大。當時效時間延長至12 h時，短棒狀α相的長度為100 nm左右，寬約25 nm。合金500 ℃時效12 h時，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 ℃時效時，ω相協助析出納米級尺寸的短棒狀α相；500 ℃時效時，針狀α相直接從β基體中析出。兩種溫度下α相的析出機制不同，因此α相的形貌也會存在差異，進而影響合金的力學性能。

圖7 合金固溶后400 ℃ (a)和500 ℃ (b)時效不同時間的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 合金的力學性能

圖9為合金在300～500 ℃時效不同時間的合金硬度變化曲線。300 ℃時效4 h時，β基體內開始析出等溫ω相，硬度明顯增加；隨著時效時間的延長，合金的硬度持續增加，但硬化程度較低，硬化速度較慢，這是因為合金在300 ℃時效時析出的ω相數量少，尺寸小，直到時效50 h時也未析出細小的α相，所以該溫度下合金的硬化程度有限。合金400 ℃時效時析出大量等溫ω相，與300 ℃時效相比等溫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。隨著時效時間的延長，ω相協助析出尺寸細小的α相(圖6(b))，合金的硬度持續增加，在時效8 h時達到峰值，最大硬度值為425.8HV，當時效時間超過8 h，合金的硬度減小，這是因為大部分ω相已經轉變為α相并且先析出的α相發生明顯長大和粗化(圖8(a))。時效溫度越高，硬化程度越小。合金500 ℃時效12 h時，呈60°夾角排列的針狀α相均勻地分布在β基體內(圖8(b))，合金的硬度達到峰值(347.9HV)，隨著時效時間的延長，合金的硬度減小。

圖9 合金不同溫度時效時硬度-等溫時間關系曲線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效后的拉伸性能，從圖中可以看出，與時效后的合金相比，固溶態合金的抗拉強度最低(828.9 MPa)，伸長率(18.56%)最高。這是因為合金經固溶處理后，合金的成分更加均勻，消除了之前軋制過程中產生的大量缺陷，所以合金的強度減小，伸長率提高。合金在β單相區固溶后獲得單一的β相組織，β相為體心立方結構，與密排六方結構的α相相比，β相的滑移系多，塑性好[26]。合金經時效處理后強度明顯增加，塑性顯著減小。合金400 ℃時效12 h后抗拉強度為1716.1 MPa，伸長率為2%。這是因為合金在400 ℃時效初期析出了納米級的ω相，為α相的析出提供了優先形核的質點，促進析出尺寸細小的α相。尺寸細小的ω相和α相均勻彌散地分布在β基體中，產生了大量的ω/β和α/β界面，這些界面阻礙了位錯的運動，使得合金的強度高，塑性差[5,15]。合金500 ℃時效時未析出ω相，針狀α相直接從β基體中析出。合金500 ℃時效12 h的抗拉強度為1439.8 MPa，伸長率為9.84%，具有良好的強塑性匹配。

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

3 結論

(1)合金300 ℃時效時只析出ω相，隨時效時間延長，等溫ω相長大。400 ℃時效時，合金內部先析出尺寸細小的等溫ω相，ω相協助α相在β/ω相界面處形核。合金500 ℃時效時未析出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結構的β相組織，滑移系多，塑性好，使得合金的抗拉強度低(828.9 MPa)，伸長率(18.56%)高。400 ℃時效時，合金內大量的ω/β和α/β界面阻礙位錯的運動，顯著提高合金的硬度和強度。400 ℃時效8 h時合金的硬度達到最大值(425.8HV)，時效12 h時抗拉強度為1716.1 MPa。500 ℃時效12 h時合金的抗拉強度為1439.8 MPa，伸長率為9.84%，具有良好的強塑性匹配。