信云鵬，朱知壽，王新南，商國強，祝力偉，李明兵，李 靜，劉格辰

(中國航發(fā)北京航空材料研究院, 北京 100095)

鈦及鈦合金具有密度低、比強度高、耐腐蝕性優(yōu)良等特點, 被廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域[1-3]。為了滿足新一代飛機對高強度材料，國內(nèi)外研究機構(gòu)開發(fā)了大量新型鈦合金[4-6]。其中，亞穩(wěn)β鈦合金具有良好的淬透性，可以通過固溶和時效熱處理獲得較高的強度并且保持良好的塑韌性匹配而受到廣泛關(guān)注[7-10]。目前，高強鈦合金仍然以亞穩(wěn)β鈦合金為主[11-12]，如β-21S、Ti1023、Ti-55531等，強度級別基本集中在1 100～1 250 MPa之間[13-15]。

亞穩(wěn)β鈦合金經(jīng)過固溶時效后，在基體上會析出細小次生α相，次生α相的尺寸、形態(tài)、分布狀況和體積分數(shù)對強度和延伸率等性能有顯著影響[16-18]。常輝等人[19]研究了Ti-B19合金等溫時效過程中的組織演變和生長機理，發(fā)現(xiàn)在450 ℃以下等溫時效時，次生α相在β晶粒內(nèi)部發(fā)生不均勻形核；在500 ℃以上等溫時效時，次生α相在晶內(nèi)與晶界處同時析出，晶內(nèi)析出的次生α相呈細長針狀，晶界處呈相互平行狀。Dehghan-Manshadi等人[20]研究了Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr合金在低溫時效過程中α相的形態(tài)變化，發(fā)現(xiàn)α相在ω相上預先形核的現(xiàn)象，并且α相形態(tài)隨時效時間的延長會有較大的變化。因此，研究鈦合金固溶后的等溫時效析出行為對于提高合金強度，形成良好的塑韌性匹配具有十分重要的意義。

TB17是我國研發(fā)的新型亞穩(wěn)β鈦合金，該合金經(jīng)過固溶時效熱處理后抗拉強度可以達1 350 MPa，斷裂韌性超過50 MPa·m1/2，具有良好的塑韌性匹配。該合金中加入了較多的β穩(wěn)定元素，其相變過程較為復雜。目前對該合金的研究主要集中在單相區(qū)固溶后的晶粒長大動力學和等溫時效析出行為等方面，鮮有關(guān)于該合金在α+β兩相區(qū)固溶后等溫時效的研究報道。本研究對兩相區(qū)固溶后的TB17鈦合金進行時效處理，分析時效溫度和保溫時間對次生α相形態(tài)、尺寸、數(shù)量和分布的影響，研究結(jié)果對于了解該合金的相變規(guī)律十分重要，并且在α+β兩相區(qū)對TB17鈦合金進行固溶時效熱處理是其工程應(yīng)用中的主要熱處理方式之一，具有較強的工程指導意義。

1 實 驗

實驗原材料為經(jīng)過3次真空自耗電弧熔煉得到的TB17鈦合金鑄錠，名義成分為Ti-4.5Al-6.5Mo-2Cr-2.6Nb-2Zr-1Sn。鑄錠經(jīng)高溫開坯鍛造、兩相區(qū)終鍛后成為φ220 mm的棒材，其顯微組織為典型的雙態(tài)組織，組織中有大量的等軸狀初生α相，如圖1所示。用金相法測得合金相變點為842 ℃。用電火花線切割機從棒材上切割φ10 mm×15 mm的熱處理試樣。

圖1 TB17鈦合金棒材的顯微組織Fig.1 Microstructure of TB17 titanium alloy bar

將試樣置于馬弗爐(控溫精度±3 ℃)中進行固溶和時效熱處理。首先進行812 ℃×30 min/AC固溶處理,然后分別在350、450、550 ℃進行等溫時效處理，保溫時間從1 min到16 h，水冷。

采用FEI Nava SEM 450場發(fā)射掃描電子顯微鏡(FESEM)進行顯微組織觀察。樣品用自動拋光機拋光，然后在V(HF)∶V(HNO3)∶V(H2O)=10∶7∶83的腐蝕液中進行腐蝕處理。采用FEI Titan-Themis透射電子顯微鏡(TEM)對析出相進行表征和分析。TEM樣品采用雙噴法制備：首先用電火花線切割機從熱處理后的TB17鈦合金試樣上切割φ5 mm×0.3 mm薄片，用砂紙打磨至50 μm后，裁出直徑3 mm的圓片；然后采用V(CH3OH)∶V(CH3(CH2)3OH)∶V(HClO4)=7∶12∶1的腐蝕液，經(jīng)過雙噴電解減薄制得TEM樣品，電壓20 V，溫度253 K。采用布魯克D8 ADVANCE X射線衍射儀進行物相分析，陽極靶材選用Co靶，管電流40 mA，管電壓40 kV。

2 結(jié)果和討論

2.1 350 ℃等溫時效

在透射電子顯微鏡觀察中，能夠在β衍射斑點之間觀察到較暗的ω相條紋，表明ω相較小，無法用暗場像觀察到ω相形貌。圖2a是TB17鈦合金在350 ℃等溫時效4 h后的高分辨透射電子顯微鏡明場像，圖2b是對應(yīng)的傅里葉變換得到的衍射斑點。β相的電子束入射方向是[011],ω相衍射斑點在β相衍射點之間，電子束入射方向為[100]。從圖2可以觀察到ω相的尺寸為3～5 nm，呈橢圓狀分布在β基體上。表明TB17鈦合金在兩相區(qū)固溶后，在350 ℃等溫時效過程中發(fā)生了β→ω相變。

圖2 TB17鈦合金在350 ℃等溫時效4 h后的高分辨透射電子顯微鏡明場像及對應(yīng)的快速傅里葉變換圖Fig.2 TEM images of TB17 titanium alloy isothermal aged at 350 ℃ for 4 h: (a)HRTEM bright-field image; (b)the corresponding fast Fourier transformation(FFT)

2.2 450 ℃等溫時效

圖3是TB17鈦合金在450 ℃等溫時效不同時間后的XRD圖譜。從圖3可以看出，TB17鈦合金經(jīng)過兩相區(qū)固溶熱處理后，存在α衍射峰，這是由于固溶處理后β基體上存在初生α相。經(jīng)過15 min等溫時效后，在41°處的(100)α衍射峰變得尖銳，衍射峰的半高寬也逐漸增加，47°處的(101)α衍射峰的強度逐漸增加。此外，其他位置也有更多的α相特征峰出現(xiàn)，說明在450 ℃保溫15 min后，發(fā)生了β→α轉(zhuǎn)化，開始析出α相。等溫時效16 h后，隨著更多次生α相的析出，在XRD圖譜中可以清晰地觀察到α相特征峰。

圖3 TB17鈦合金在450 ℃等溫時效不同時間后的XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of TB17 titanium alloy isothermal aged at 450 ℃ for different time

圖4是TB17鈦合金在450 ℃分別等溫時效15 min和16 h后的FESEM照片。從圖4可以看出，等溫時效15 min后，基體上析出細長針狀的次生α相，在晶界位置析出的次生α相呈彼此平行狀分布。等溫時效16 h后，析出的次生α相均勻分布在β基體上，其形態(tài)由15 min時的細長針狀變?yōu)槎贪魻睿L徑比減小，并且可以觀察到次生α相在亞晶界周圍呈彼此平行狀析出。

圖4 TB17鈦合金在450 ℃等溫時效不同時間后的FESEM照片F(xiàn)ig.4 FESEM images of TB17 titanium alloy isothermal aged at 450 ℃ for different time： (a)15 min； (b)16 h

圖5 TB17鈦合金在450 ℃等溫時效不同時間后的TEM照片及選取電子衍射圖Fig.5 TEM images of TB17 titanium alloy isothermal aged at 450 ℃：(a)isothermal aged for 10 min；(b)isothermal aged for 4 h； (c)selecting area electron diffraction(SAED) of the circle position inFig.5a

2.3 550 ℃等溫時效

圖6是TB17鈦合金在550 ℃等溫時效不同時間后的XRD圖譜。從圖6可以觀察到，時效5 min后，41°處的(100)α衍射峰和47°處的(101)α衍射峰變得尖銳，半高寬度增加。這表明等溫時效過程中發(fā)生了β→α相變，且等溫時效進行5 min時次生α相已經(jīng)開始在β基體上析出。

圖6 TB17鈦合金經(jīng)550 ℃等溫時效不同時間后的XRD圖譜Fig.6 XRD patterns of TB17 titanium alloy isothermal aged at 550 ℃ for different time

圖7為TB17鈦合金在550 ℃等溫時效不同時間后的FESEM照片。從圖7可以觀察到，等溫時效5 min后亞晶界上有許多彼此平行狀析出物，說明次生α相首先從亞晶界位置開始析出，并逐漸生長到晶粒內(nèi)部。析出的次生α片層厚度約為20 nm。

圖7 TB17鈦合金在550 ℃等溫時效不同時間后的FESEM照片F(xiàn)ig.7 FESEM images of TB17 titanium alloy isothermal aged at 550 ℃ for different time： (a)5 min；(b)16 h

隨著時效時間的延長，次生α相開始在晶粒內(nèi)部析出和生長。保溫16 h后，次生α相片層厚度增加到28 nm，并且長度減小。這是因為次生α相的生長是一個擴散過程，保溫時間增加，次生α相數(shù)量增加，并相互接觸、抑制生長。為了降低界面能，次生α相變粗，長徑比減小，由細長針狀變?yōu)槎贪魻?。與450 ℃等溫時效析出相比，在550 ℃等溫時效過程中析出的次生α相片層較厚，長度較大。這是因為在550 ℃保溫時，溫度較高，溫度梯度較小，形核質(zhì)點相對較少，并且擴散速率更快，次生α相具有較大的生長空間。又由于亞晶界的存在，晶體中有更多的形核質(zhì)點，在時效析出過程中促進了晶粒中α相的均勻析出，有利于提高合金的均勻性。

圖8 TB17鈦合金在550 ℃等溫時效不同時間后的TEM照片及選取電子衍射圖Fig.8 TEM images of TB17 titanium alloy isothermal aged at 550 ℃：(a)isothermal aged for 5 min； (b)isothermal aged for 4 h； (c)selecting area electron diffraction(SAED) of the circle position inFig.8a

3 結(jié) 論

(1)TB17鈦合金在α+β兩相區(qū)固溶后，經(jīng)350 ℃等溫時效4 h，發(fā)生了β→ω相變，形成的ω相尺寸在3～5 nm之間，呈橢圓狀分布在β基體上。

(2)TB17鈦合金在α+β兩相區(qū)固溶后，經(jīng)450 ℃和550 ℃等溫時效，發(fā)生了β→α相變，次生α相首先在晶界和亞晶界周圍呈彼此平行狀析出，且溫度較低時析出的次生α相更為細小。同時，大量亞晶界的存在為α相析出提供了形核質(zhì)點，促進了析出相的均勻分布。

(3)隨著等溫時效時間的延長，次生α相數(shù)量增加，次生α相相互接觸、抑制，為降低界面能，長徑比減小，由細長針狀逐漸變?yōu)槎贪魻睢?/p>