固溶冷卻速率對全片層亞穩β鈦合金α相形貌的影響

信云鵬，朱知壽，王新南，商國強，王彥偉，李明兵

(1 航空工業陜西宏遠航空鍛造有限責任公司，陜西 咸陽 713801；2 中國航發北京航空材料研究院，北京 100095)

鈦及鈦合金由于其優異的綜合力學性能、低密度、高比強度和良好的抗腐蝕性能等特點[1-4]，在航空、航天等高技術領域具有廣泛應用，甚至鈦合金在飛行器上的應用水平已成為衡量選材先進程度的標志[5-7]。其中，亞穩β鈦合金成為國內外學者研究的重點，亞穩β鈦合金是指鈦合金中所含有的β穩定元素含量達到使馬氏體轉變點降至室溫以下而又不足以使β相變點低于室溫的合金。亞穩β鈦合金在β相區固溶后快速冷卻，可以使β晶粒完整地保存至室溫，所以其具有高的熱處理強化效應、良好的淬透性和熱加工性能以及優良的強韌性匹配性能和抗疲勞性能，使其成為主承力結構件理想的材料[8-10]。

在鈦合金成分確定的條件下，其服役性能取決于鈦合金在熱加工過程中形成的宏觀和微觀組織，而其宏觀組織和顯微組織特征則受到在熱加工過程中相轉變的影響。因此，系統研究鈦合金在熱加工過程中的相變過程，深入了解鈦合金使用狀態下的宏觀和顯微組織的形成過程與機理，進而形成鈦合金成分-工藝-組織-性能之間的精確關系成為國內外學者的研究目標。

亞穩β鈦合金中α相形貌、含量及分布狀態對其強度和伸長率等性能有顯著影響[11-13]。亞穩β鈦合金在冷卻過程中，主要的相轉變過程為β相的分解過程，隨著冷卻速率的不同，β相可能分解為中間過渡相ω相、β′相、α′相及α″相等。常輝等[14-15]在研究冷卻速率對Ti-B19顯微組織的影響時發現，在較低的冷卻速率下，β→α+β的相變過程可以全部完成；在較高的冷卻速率連續冷卻過程中，Ti-B19鈦合金無法完成β→α+β相變過程，同時該相轉變的孕育期隨著冷卻速率的增大而延長。Bruneseaux等[16]采用同步衍射X射線技術對Ti17鈦合金以三種不同冷卻速率由900 ℃連續冷卻至室溫的相變動力學進行分析，研究表明析出α相的體積分數隨冷卻速率的降低而增加，而且殘留的β基體的晶格參數隨之增大。在從兩相區連續冷卻至室溫的過程中，由于β基體上存在少量α相，新相的析出會優先依托存在的α相形核、長大。

楊義等[17]研究全片層BT18Y鈦合金時發現在條狀α相端部出現分叉，形成“叉狀結構”，認為是條狀α相各部位與β相之間的相界面結構和界面能的不同，使α相端部在兩相區固溶后形成“叉狀”結構，但其分析結果并未提供實驗和理論證據支持。Lu等[18]研究激光熔覆Ti-6Al-4V鈦合金顯微組織變化時，認為“叉狀”結構是由于β相分解擴散形成的，元素在條狀α相周圍偏聚，形成形核質點，最終析出長大形成“叉狀”結構。李佳[19]研究激光熔覆TA15鈦合金組織變化時發現，隨著兩相區固溶溫度的提高，淬火后得到的α′體積分數越多，條狀α相變成“叉狀”結構的可能性也越大。Zhang等[20]研究發現Ti-6Al-2Cr-2Mo-2Sn-2Zr合金中α相變成“叉狀”結構與固溶冷卻速率有關。諸多文獻中都報道了“叉狀”結構的形成，同時發現固溶冷卻速率對其形貌有較大影響，但對這種不規則的“叉狀結構”的形成過程和轉變機制并沒有統一的結論。

TB17是北京航空材料研究院自主研發的強度超過1350 MPa的亞穩β鈦合金，具有良好的強韌性匹配性能。在固溶熱處理之后，TB17鈦合金條狀α相形貌發生較大變化，形成“叉狀”結構。本工作在兩相區進行固溶熱處理，研究固溶冷卻速率對TB17鈦合金條狀α相形貌的影響，并分析“叉狀”結構的形成機制。

1 實驗材料與方法

實驗采用TB17鈦合金，其名義成分組成如表1所示。

表1 TB17鈦合金化學成分(質量分數/%)Table 1 Chemical compositions of TB17 titanium alloy (mass fraction/%)

TB17鈦合金經金相法測定相變點為842 ℃，經準β鍛造后的顯微組織如圖1所示，可以看出合金為典型的網籃組織。從鈦合金鍛坯上取φ20 mm×50 mm的試樣進行熱處理，采用Gleeble-3800熱模擬壓縮試驗機進行熱處理實驗，熱處理制度：在817 ℃保溫60 min，分別以1,5,10,20,30,40,80,200 ℃/min的冷速冷卻到室溫。采用HXS-1000顯微硬度計對鈦合金的顯微硬度(HV)進行測試。

圖1 準β鍛造后TB17鈦合金的顯微組織Fig.1 Microstructure of TB17 titanium alloy after quasi β forging

采用電火花線切割在熱處理溫度穩定區域取樣。顯微組織觀察采用FEI Nava SEM450場發射掃描電子顯微鏡，在觀察前經過自動拋光機拋光，然后將樣品在10%(體積分數，下同)HF+7%HNO3+83%H2O腐蝕液中進行腐蝕處理。采用FEI Titan透射電子顯微鏡對熱處理后的組織進行進一步測試分析。本實驗中透射電子顯微鏡試樣采用兩種方法制備：(1)利用電火花線切割從試樣上切出0.3 mm×4 mm×4 mm左右的薄片，用砂紙磨到50 μm后，裁剪出直徑3 mm的圓片，用電解雙噴法制備透射電子顯微鏡試樣，雙噴電解液為70%CH3OH+9%HClO4+21%C4H10O，電壓20 V，電流50～55 mA，溫度-15～-20 ℃；(2)采用FEI Helios 660i 聚焦離子束系統，利用聚焦離子束在需要觀察區域進行精確切割制備透射電子顯微鏡試樣，可以精確采集到條狀α相端部位置試樣進行表征。

2 結果與分析

2.1 固溶冷卻速率對合金力學性能的影響

圖2為不同固溶冷卻速率下試樣的顯微硬度，當固溶冷卻速率為1 ℃/min時，顯微硬度約為320HV，隨著固溶冷卻速率的增加，顯微硬度值急劇下降，當固溶冷卻速率達到40 ℃/min時，顯微硬度值為265HV，下降速率逐漸降低，當固溶冷卻速率增加到200 ℃/min時，顯微硬度值為250HV。由此可見，固溶冷卻速率在1～200 ℃/min的范圍內，隨著固溶冷卻速率的增加，合金的顯微硬度逐漸降低。

圖2 固溶冷卻速率對試樣力學性能的影響Fig.2 Effect of solid solution cooling rate on mechanical properties of samples

2.2 固溶冷卻速率對合金條狀α相形貌的影響

圖3為817 ℃保溫1 h后，以不同冷卻速率冷卻到室溫后合金的顯微組織照片。在圖3(a)中存在的長條狀α相均為在兩相區保溫中遺留下來的，而在圖3(b)～(d)中，除了存在尺寸較大的條狀α相外，在β基體上還有細小的次生α相的存在，說明在固溶熱處理后的冷卻過程中可以發生β→α相變，并且隨著固溶冷卻速率的降低，次生α相的數量逐漸增多，尺寸逐漸增大。

β→α相變是擴散型相變，需要一定的時間和驅動力進行擴散，隨著固溶冷卻速率的降低，試樣在較高溫度區間停留的時間較長，具有充足的時間形核長大，次生α相的尺寸隨著固溶冷卻速率的降低逐漸增加[21-22]。這與常輝[15]研究Ti-B19鈦合金在連續冷卻過程中發現的規律相同，連續冷卻過程中發生的相變可以看作無數個短時等溫相變過程，較高的冷卻速率下，β→α+β相變過程的孕育期較長，形成的次生α相尺寸較小，甚至無法完成；在較低的冷卻速率下，可以完成β→α+β相轉變過程，所形成的次生α相尺寸也隨著固溶冷卻速率的降低而增大。同時，由于次生α相隨著固溶冷卻速率的降低，逐漸在β基體上析出，尺寸和數量也隨之增加，因此顯微硬度也逐漸增加，其顯微硬度變化趨勢與圖2所示一致。

此外，在圖3(b)～(d)中可以觀察到條狀α相端部均存在“叉狀”結構，這主要是α相在固溶冷卻過程中析出長大形成的[9]，并且隨著固溶冷卻速率的降低，“叉狀”結構由細長的“針狀”(圖3(b))逐漸變粗大(圖3(d))，表明“叉狀”結構的形成與演化受到固溶冷卻速率的顯著影響[23-25]。這與常輝[15]、Bruneseaux等[16]的研究結果一致，即從兩相區固溶連續冷卻過程中，次生α相會依附于已存在的α相開始形核、生長。

圖3 不同固溶冷卻速率下條狀α相形貌的SEM照片(a)200 ℃/min;(b)40 ℃/min;(c)10 ℃/min;(d)1 ℃/minFig.3 SEM photographs of strip α phase morphology at different solid solution cooling rates(a)200 ℃/min;(b)40 ℃/min;(c)10 ℃/min;(d)1 ℃/min

2.3 固溶冷卻速率對合金相轉變的影響

為了進一步分析“叉狀”結構的形成機制，采用透射電子顯微鏡對顯微組織進行分析。圖4為不同固溶冷卻速率冷卻到室溫的條狀α相形貌，圖4(a)為以200 ℃/min冷卻到室溫后的條狀α相相貌，可以觀察到條狀α相端部較為圓滑，沒有“叉狀”結構的出現，在其端部區域進行選區電子衍射，得到如圖4(b)所示的選區電子衍射斑點。β基體的電子束入射方向為[111]β，α相電子束入射方向為[110]α，可以發現在該位置同時存在β相、α相和馬氏體α″相。圖4(c)為固溶冷卻速率40 ℃/min時的條狀α相形貌，可以觀察到在條狀α相端面有細長“針狀”結構延伸到β基體中，“針狀”結構的寬度約為14 nm。對“針狀”結構進行分析，圖4(d)為該位置的高分辨圖片，圖4(e)是其對應的傅里葉變換和標定，可以觀察到在該區域同時存在α和α″相。

圖4 不同固溶冷卻速率下條狀α相形貌TEM照片及選區電子衍射(a)水冷后條狀α相形貌；(b)圖(a)圓圈位置的選區電子衍射及標定；(c)40 ℃/min冷速下的條狀α相形貌；(d)圖(c)圓圈位置的高分辨透射電子顯微鏡照片；(e)圖(d)對應的傅里葉變換及標定Fig.4 TEM photographs of strip α phase morphology and SAED at different solid solution cooling rates(a)strip α phase morphology after water cooling;(b)SAED and calibration of circle position in fig.(a);(c)strip α phase morphology after cooling at 40 ℃/min;(d)HRTEM of circle position in fig.(c);(e)FFT and calibration of fig.(d)

圖5(a)為固溶冷卻速率10 ℃/min時的透射電子顯微鏡照片，可以觀察到此時在條狀α相端面已經形成了較為粗大的“叉狀”結構，“叉狀”結構寬度約為100 nm，通過對圓圈位置進行選區電子衍射分析，發現仍然存在馬氏體α″相。圖5(c)為固溶冷卻速率1 ℃/min時的透射電子顯微鏡照片，可以觀察到條狀α相的端面形成粗大的“叉狀”結構，寬度約為300 nm，對“叉狀”結構周圍進行了選區電子衍射分析，電子束入射方向為[111]β，經過標定分析，未發現存在馬氏體α″相。隨著固溶冷卻速率的降低，條狀α相端部逐漸形成“叉狀”結構，并且逐漸變得粗大，同時形成的不穩定的斜方馬氏體α″相逐漸消失，轉變為α相。

圖5 不同固溶冷卻速率下條狀α相形貌TEM圖及選區電子衍射(a)10 ℃/min冷速下的條狀α相形貌；(b)圖(a)圓圈位置對應的選區電子衍射及標定；(c)爐冷后的條狀α相形貌；(d)圖(c)圓圈位置對應的選區電子衍射及標定Fig.5 TEM images of strip α phase morphology and SAED at different solid solution cooling rates(a)strip α phase morphology after cooling at 10 ℃/min;(b)SAED and calibration of circle position in fig.(a);(c)strip α phase morphology after furnace cooling;(d)SAED and calibration of circle position in fig.(c)

根據上述表征結果，可以得到如圖6所示的“叉狀”結構演變示意圖，在固溶水冷條件下條狀α相與β相界面處，存在少量的斜方馬氏體α″相，包裹在條狀α相外側。斜方馬氏體α″相是由β相切變而來，相轉變時間極短，不需要原子擴散的參與，所以在較高的固溶冷卻速率下形成了斜方馬氏體相。由于在界面處存在斜方馬氏體相，條狀α相的端部拐角處的錯配度較大，使基體具有較大的應變，為“叉狀”結構的形成提供了條件[14]。在連續冷卻過程中，隨著α相的不斷析出，α相穩定元素不斷向α相中聚集，由于相界面處晶格畸變較大，形成較為快速的擴散通道，切變形成的斜方馬氏體充當了中間過渡相的作用，加速了后續β→α+β的相轉變過程。

隨著固溶冷卻速率的降低，停留在高溫區的時間延長，有充足的熱力學和動力學條件使條狀α相端部“叉狀”結構長大。“叉狀”結構的長大過程中，原子發生擴散，不穩定的馬氏體相轉變為穩定的α相，最終形成“叉狀”結構。同時，連續冷卻過程可以理解為多個短時等溫相變的疊加，每一個短時等溫相變過程都會符合JMA關系，將所有短時等溫相變過程疊加后，其相轉變規律與等溫相變過程一致。因此可以認為在連續冷卻過程中，斜方馬氏體充當了β→α+β相轉變過程中間過渡相的作用。

圖6 條狀α相端部“叉狀”結構演變示意圖Fig.6 Schematic diagram of “fork-like” structure evolution at the end of the strip α phase

3 結論

(1)網籃組織的TB17鈦合金經兩相區固溶后，隨著固溶冷卻速率的降低，合金的顯微硬度逐漸增加。

(2)網籃組織的TB17鈦合金經兩相區固溶后，在冷卻過程中發生β→α相變，在β基體上會析出次生α相。

(3)在固溶冷卻過程中，條狀α相端面形成“叉狀”結構。當固溶冷卻速率為40 ℃/min時，“叉狀”結構的寬度約為14 nm，當固溶冷卻速率為10 ℃/min時，“叉狀”結構的寬度約為100 nm，當固溶冷卻速率為1 ℃/min(爐冷)時，“叉狀”結構的寬度約為300 nm，隨著固溶冷卻速率的降低，“叉狀”結構逐漸變粗長大。

(4)在固溶冷卻速率大于10 ℃/min時，條狀α相側面和端面包裹著斜方馬氏體α″相，馬氏體相的存在促進了α相轉變和“叉狀”結構的形成。固溶冷卻速率逐漸降低至相當于爐冷速率的1 ℃/min時，“叉狀”結構變粗，條狀α相的端面和側面的斜方馬氏體相消失，發生α″→α相變。