郝夢園，李 沛，王 棟

(1.西安交通大學(xué)前沿科學(xué)技術(shù)研究院，陜西 西安 710049)(2.西安交通大學(xué) 金屬材料強(qiáng)度國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，陜西 西安 710049)(3.西安熱工研究院有限公司 清潔低碳熱力發(fā)電系統(tǒng)集成及運(yùn)維國家工程研究中心，陜西 西安 710032)

1 前 言

鈦合金作為一種重要的結(jié)構(gòu)材料，因其高的比強(qiáng)度、良好的耐腐蝕性能和優(yōu)異的綜合性能，而被廣泛應(yīng)用于航天航空、生物醫(yī)療、石油化工等領(lǐng)域[1, 2]。作為重要的結(jié)構(gòu)材料，鈦合金有著較好的強(qiáng)度與塑性匹配性能[3]。但是，與其它結(jié)構(gòu)材料類似，其強(qiáng)度的提高也伴隨著塑性的降低，反之亦然[4]。因此，設(shè)計(jì)出同時(shí)具有高強(qiáng)度和良好塑性的鈦合金一直是科學(xué)研究和工程應(yīng)用的挑戰(zhàn)。

通過析出相變優(yōu)化鈦合金微觀組織是改善合金機(jī)械性能的重要途徑[5, 6]。目前，鈦合金的微觀組織設(shè)計(jì)主要集中在控制β相(體心立方結(jié)構(gòu)(bcc))和α相(密排六方結(jié)構(gòu)(hcp))間的相變行為來調(diào)控兩相的形態(tài)、分布、尺寸和體積分?jǐn)?shù)[6, 7]。根據(jù)熱力學(xué)數(shù)據(jù)，鈦合金析出相變及微觀組織演化主要由鈦合金的成分和熱處理參數(shù)(固溶溫度、時(shí)效時(shí)間和溫度、冷卻速度等)決定[8, 9]。固溶后的時(shí)效處理是一種簡單有效的產(chǎn)生穩(wěn)定次生α相的手段，可以提高鈦合金的強(qiáng)度[10]。可根據(jù)鉬當(dāng)量、釩當(dāng)量等將具有不同成分的鈦合金分為α鈦合金、近α鈦合金、α+β鈦合金、亞穩(wěn)定β鈦合金、近β鈦合金和β鈦合金[1]，其中近β鈦合金如Ti1023(Ti-10V-2Al-3V)和Ti55531(Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr)因其優(yōu)異的綜合性能在近年來得到了廣泛的發(fā)展和應(yīng)用[2]。針對近β鈦合金，時(shí)效通?？煞譃榈蜏貢r(shí)效(200～450 ℃)[2]和高溫時(shí)效(450～700 ℃)[11]。低溫時(shí)效所產(chǎn)生的亞穩(wěn)定ω相(相變溫度500 ℃)[12]會導(dǎo)致合金的脆化[13, 14]，故應(yīng)在實(shí)際工程應(yīng)用中避免。因此，現(xiàn)階段的時(shí)效研究主要集中在高溫區(qū)域。盡管高溫時(shí)效的溫度區(qū)域較窄，但是較小的溫度變化就會對鈦合金微觀組織和性能有顯著影響[15]。例如β-21S(Ti-15Mo-3Al-2.7Nb-0.3Si)合金，高溫時(shí)效時(shí)選擇較低的時(shí)效溫度(小于600 ℃)有利于形成更細(xì)小、密度更高的α相，從而使材料具有更高的強(qiáng)度和更低的塑性[15]；而選擇較高的時(shí)效溫度(大于650 ℃)則有利于形成粗大、低密度的α相，并伴隨著低強(qiáng)度、高塑性[15]。近β鈦合金中，在較窄的溫度區(qū)間(100 ℃)出現(xiàn)次生α相突增的現(xiàn)象(形核密度提高1000倍)[16]可歸因于偽調(diào)幅分解機(jī)制[17]。研究發(fā)現(xiàn)，Ti55531合金在550 ℃下時(shí)效激活偽調(diào)幅分解機(jī)制而產(chǎn)生的均質(zhì)微觀組織由細(xì)密的α相組成，具有細(xì)小析出組織的合金強(qiáng)度可達(dá)1.4 GPa，但塑性小于5%。而Ti55531合金在700 ℃下時(shí)效激活的形核長大機(jī)制產(chǎn)生少量粗大的α相，具有粗大析出組織的合金強(qiáng)度僅有0.9 GPa，但塑性可達(dá)18%[18]。由此可見，可通過傳統(tǒng)形核長大機(jī)制和偽調(diào)幅分解機(jī)制分別產(chǎn)生不同尺寸的均勻析出組織，但是其相關(guān)合金仍然面臨著強(qiáng)度和塑性不匹配的挑戰(zhàn)，因此急需找到更加有效的微觀設(shè)計(jì)思路及新的熱處理方式來進(jìn)一步優(yōu)化鈦合金的性能。

實(shí)際上，生物(植物莖干、動物甲殼等)的自然進(jìn)化可以通過形成多尺度的分層結(jié)構(gòu)來適應(yīng)環(huán)境進(jìn)而表現(xiàn)出優(yōu)異的綜合性能[19-22]?；谧匀唤缃o予的靈感，學(xué)者們提出了通過設(shè)計(jì)多尺度分層的晶粒結(jié)構(gòu)(例如梯度結(jié)構(gòu)、雙峰結(jié)構(gòu)、諧波結(jié)構(gòu)、層狀雙峰結(jié)構(gòu)等)來優(yōu)化結(jié)構(gòu)材料的綜合性能并取得了巨大成功[23-26]。然而，通過劇烈塑性變形產(chǎn)生多尺度分層的晶粒結(jié)構(gòu)的表面研磨技術(shù)或機(jī)械加工工藝是十分復(fù)雜的，對于具有高比強(qiáng)度的結(jié)構(gòu)材料(如鈦合金)來說難以實(shí)現(xiàn)。

相場動力學(xué)方法作為現(xiàn)代科學(xué)研究的重要手段，采用其計(jì)算相變過程中微觀組織的演化在提高研究效率、降低開發(fā)成本方面起到了關(guān)鍵的作用，是設(shè)計(jì)、優(yōu)化微觀組織的一個(gè)新途徑[27, 28]。相場模擬法的提出源自于Cahn, Hilliard, Allen等的工作。根據(jù)序參量的不同，相場模型通常被分為兩類，第一種被稱為Allen-Cahn模型，序參量是非保守場，系統(tǒng)需要引入一個(gè)額外的場變量來描述微觀組織特征[18]，這類模型一般被運(yùn)用在固態(tài)相變和金屬凝固過程中[15]；另一種是所謂的Cahn-Hilliard模型，此時(shí)序參量為保守場，例如濃度場，這類模型被廣泛應(yīng)用在調(diào)幅分解過程中[28]。

本文通過相場模擬結(jié)合實(shí)驗(yàn)的方法，首先研究了不同成分和不同時(shí)效溫度對均質(zhì)微觀組織特征和合金性能的影響規(guī)律。然后基于多尺度析出組織的設(shè)計(jì)思路，通過結(jié)合不同的形核機(jī)制提出了雙步時(shí)效和中速冷卻的方法以提高鈦合金的力學(xué)性能。為了更有效地獲得最佳的熱處理工藝，首先通過熱力學(xué)數(shù)據(jù)庫耦合相場模擬來篩選微觀組織，并預(yù)測可能的熱處理工藝。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，雙步時(shí)效和中等冷速形成的異質(zhì)微觀組織可以在一定程度上優(yōu)化合金的綜合性能。

2 方 法

2.1 相場模擬

在相場模型中引入保守場(c)和非保守場(η)來描述鈦合金(Ti-V二元體系)的總自由能，表達(dá)式如式(1)[18]：

(1)

其中cV代表濃度場，ηi代表第i個(gè)α變體的結(jié)構(gòu)場；ω1和ω2分別代表了β相和α相之間以及不同α變體之間的能量勢壘；k和ε為濃度場和結(jié)構(gòu)場的梯度能量系數(shù)；Eelastic代表體系的彈性能；g(c,T)代表體系的化學(xué)能，與其相關(guān)的熱力學(xué)數(shù)據(jù)來自于Pandat熱力學(xué)計(jì)算, 兩相的化學(xué)能表達(dá)式如式(2)和式(3)：

gα=(-65.3T+2272.2)+(-53.0T+22850.9)cV

(2)

gβ=(-69.6T+6043.1)+(-32.4T-8263.7)cV

(3)

h(ηi)作為一個(gè)插值函數(shù)可以將兩相的平衡吉布斯自由能曲線連接起來，表達(dá)式如式(4)[15]：

(4)

彈性能可以由相場微觀彈性理論計(jì)算得到[27]：

(5)

(6)

濃度場和結(jié)構(gòu)場的演化過程通過分別求解Cahn-Hilliard方程和Allen-Cahn方程獲得[28]：

(7)

(8)

其中，動力學(xué)系數(shù)M是與溶質(zhì)元素自擴(kuò)散系數(shù)相關(guān)的遷移率，而L則為結(jié)構(gòu)擴(kuò)散系數(shù)。ξc和ξη是與熱波動相關(guān)的 Langevin 隨機(jī)噪聲項(xiàng)。

相場模型中使用的參數(shù)值在表1中列出，其中Enorm和Vm代表能量歸一化系數(shù)。

表1 參數(shù)數(shù)量表

2.2 實(shí)驗(yàn)方法

Ti1023的化學(xué)成分為9.95%V,1.66%Fe,3.17%Al，其相變溫度為(800±5)℃[29]。首先將試樣在850 ℃下固溶處理 45 min，然后分別進(jìn)行：① 單步時(shí)效，試樣在650，600和550 ℃下分別時(shí)效3 h，隨后淬火；② 雙步時(shí)效，試樣首先在650 ℃下時(shí)效10 min 然后降溫至550 ℃時(shí)效3 h，隨后淬火。Ti55531的化學(xué)成分為5.2%Al，4.79%Mo，4.83%V，2.77%Cr，1.07%Zr，0.35%Fe，將其在850 ℃下固溶處理45 min后分別以水冷、爐冷、4 h冷卻、8 h冷卻、16 h冷卻和32 h冷卻從850降至550 ℃，隨后淬火。所有試樣進(jìn)行熱處理前，留有加工余量(0.5～3 mm)。用于掃描電子顯微鏡(SEM)分析的試樣依次在2%(體積分?jǐn)?shù))HF、8% HNO3和 90% H2O 的溶液中進(jìn)行腐蝕，隨后用型號為Verios 460的SEM觀察其微觀組織。圓柱形的拉伸試樣直徑為6 mm、標(biāo)距為30 mm(ASTM E8)，然后用 INSTRON 1195試驗(yàn)機(jī)在5.6×10-4s-1的恒定應(yīng)變速率下進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。

3 結(jié)果與討論

3.1 不同V元素初始濃度對微觀組織的影響

二元Ti-V系統(tǒng)中V元素的初始濃度對微觀組織的形貌有著重要的影響。第一部分研究了具有不同V元素初始濃度的Ti-V體系在600 ℃下時(shí)效相同時(shí)間的微觀組織特征。模擬結(jié)果如圖1所示，圖1a～1f分別顯示了V元素初始濃度(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為6.5%，7.0%，7.5%，8.0%，8.5%和9.0%時(shí)，體系經(jīng)過長時(shí)間時(shí)效后(t*=1000模擬時(shí)間步)濃度場的演化結(jié)果。其中深灰色區(qū)域代表貧V元素的α相，而淺灰色區(qū)代表富V元素的基體β相。圖1a′～1f′則顯示了長時(shí)間時(shí)效后的結(jié)構(gòu)場演化結(jié)果，其中淺藍(lán)色區(qū)域代表基體β相，深藍(lán)色、黃色和紅色分別代表了3個(gè)α變體。結(jié)合圖1g的統(tǒng)計(jì)結(jié)果，發(fā)現(xiàn)α析出相的尺寸分布均呈現(xiàn)單峰分布，且隨著體系V元素初始濃度的降低，峰值變大且逐漸向左移動，這表明α析出相的尺寸逐漸減小。此外，圖1g插圖所示α相數(shù)量會在V元素初始濃度為7.5%時(shí)出現(xiàn)突增。微觀組織的濃度依賴性可歸功于不同的形核機(jī)制[16]。圖1h顯示了Ti-V體系在600 ℃下的自由能曲線，將兩相的交點(diǎn)定義為c0點(diǎn)。一般地，初始濃度在c0點(diǎn)的左側(cè)具有更大的驅(qū)動力，導(dǎo)致結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變更容易發(fā)生,即偽調(diào)幅分解機(jī)制[15]；而當(dāng)初始濃度在距離c0點(diǎn)較遠(yuǎn)的右側(cè)時(shí)，體系的形核方式則以經(jīng)典的形核長大機(jī)制為主[15]。若初始濃度略大于c0點(diǎn)(△c<2.0%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))[30]，結(jié)構(gòu)相會因?yàn)闈舛鹊臄_度發(fā)生迅速轉(zhuǎn)變，濃度隨后則緩慢地向平衡值移動，偽調(diào)幅分解機(jī)制被激活。α析出相在初始濃度為7.5%時(shí)數(shù)量的突增可歸因于經(jīng)典形核機(jī)制轉(zhuǎn)化為偽調(diào)幅分解機(jī)制。由此可知，初始濃度和c0點(diǎn)的差值(△c)與形核機(jī)制息息相關(guān)，但濃度調(diào)控形核機(jī)制在實(shí)驗(yàn)中較難實(shí)現(xiàn)。是否可以固定合金成分，通過簡單的熱處理改變c0點(diǎn)的值，激活不同的形核機(jī)制進(jìn)而調(diào)控微觀組織？熱力學(xué)計(jì)算發(fā)現(xiàn)，鈦合金自由能曲線中c0隨溫度降低而線性增加，如圖2所示，因此可以通過調(diào)控?zé)崽幚頊囟取r(shí)間、冷卻速度來調(diào)控相變機(jī)制及對應(yīng)的析出組織。

圖1 具有不同V元素初始濃度的Ti-V體系在600 ℃下時(shí)效后微觀組織演化的相場動力學(xué)模擬結(jié)果：(a～f)濃度場的演化結(jié)果；(a′～f′)結(jié)構(gòu)場的演化結(jié)果；(g)不同V元素初始濃度的Ti-V體系經(jīng)過相同熱處理后α相長度和體積分?jǐn)?shù)的關(guān)系，插圖為α相數(shù)量的變化；(h)600 ℃時(shí)α相和β相的自由能曲線，虛線為體系不同的初始濃度

圖2 不同溫度下α相和β相的自由能曲線，插圖為c0點(diǎn)與溫度的關(guān)系

3.2 不同時(shí)效溫度對微觀組織和性能的影響

圖3描述了Ti1023合金在不同溫度(650，600，550 ℃)下時(shí)效3 h后的力學(xué)性能曲線[31]，插圖分別顯示了相應(yīng)的微觀組織。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，高溫時(shí)效后合金具有較高的塑性和較低的強(qiáng)度，低溫時(shí)效相反，微觀組織描述了均勻分布的α相，其尺寸和數(shù)量隨時(shí)效溫度的降低而分別減小和增加。這表明傳統(tǒng)單步時(shí)效產(chǎn)生的均質(zhì)組織仍然面臨著強(qiáng)度-塑性無法同時(shí)匹配的挑戰(zhàn)。能否設(shè)計(jì)一種同時(shí)包含大尺寸和小尺寸的雙峰異質(zhì)組織，使合金將同時(shí)具有良好的強(qiáng)度和塑性？

為了獲得多尺度析出組織，首先通過熱力學(xué)耦合相場模型進(jìn)行多步時(shí)效及冷速的設(shè)計(jì)。通過Ti1023的釩當(dāng)量[18]計(jì)算，獲得二元Ti-V合金的初始成分為7.5% V。圖4a～4i所示的模擬結(jié)果展示了二元Ti-7.5V體系在不同溫度(650，600，550 ℃)下時(shí)效不同模擬時(shí)間(t*=100，300和1000)后濃度場的演化結(jié)果,而圖4g′～4i′為結(jié)構(gòu)場在較長模擬時(shí)間(t*=1000)后的微觀形貌，模擬獲得微觀組織的溫度依賴趨勢與圖3[31]的實(shí)驗(yàn)結(jié)果吻合，隨著時(shí)效溫度的降低，α相的數(shù)量會升高且在600 ℃以下出現(xiàn)突增(圖4j)。此外，根據(jù)微觀組織的時(shí)間依賴性，發(fā)現(xiàn)高時(shí)效溫度產(chǎn)生的粗大α相的長度會隨著模擬時(shí)間的增加而增大，而低溫產(chǎn)生的細(xì)小α相對模擬時(shí)間不敏感。不同熱處理?xiàng)l件下α相體積分?jǐn)?shù)和尺寸的相關(guān)統(tǒng)計(jì)結(jié)果如圖4k所示。在不同溫度和時(shí)間下時(shí)效獲得的α析出相的體積分?jǐn)?shù)和長度均遵循單峰分布。隨著時(shí)效時(shí)間的增加，粗大α相體積分?jǐn)?shù)的增量遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于細(xì)小α相。因此，改變時(shí)效溫度可以有效地調(diào)控α相的密度，改變時(shí)效時(shí)間對控制α相的大小起著重要作用。

圖3 Ti1023在不同溫度下(650，600，550 ℃)時(shí)效3 h后的性能曲線[31]，插圖為不同熱處理工藝所獲得的微觀組織的SEM照片

圖4 Ti-7.5V體系在不同溫度下時(shí)效不同模擬時(shí)間后微觀組織演化的相場動力學(xué)模擬結(jié)果：(a～i)濃度場的演化結(jié)果；(g′～i′)結(jié)構(gòu)場的演化結(jié)果，(j)不同溫度下α相的數(shù)量(t*=1000)；(k)不同熱處理?xiàng)l件后α相長度和體積分?jǐn)?shù)的關(guān)系

微觀組織的溫度依賴性與c0點(diǎn)的值密切相關(guān)。圖2包含了不同溫度下α相和β相的能量曲線，插圖所示的c0點(diǎn)隨溫度的降低而升高。當(dāng)溫度較高時(shí)，形核機(jī)制以經(jīng)典的形核長大機(jī)制為主(△c>2.0%)，基體將析出數(shù)量較少的α相；當(dāng)溫度降至600 ℃時(shí)，偽調(diào)幅分解機(jī)制被激活(△c<2.0%)，析出大量α相。由此可見，與溫度相關(guān)的形核機(jī)制對微觀組織的形貌有著重要的影響。

3.3 雙步時(shí)效對微觀組織和性能的影響

單步時(shí)效結(jié)果表明，鈦合金的微觀組織、力學(xué)性能與時(shí)效溫度和時(shí)間息息相關(guān)，結(jié)合溫度對兩種形核機(jī)制的影響提出了雙步時(shí)效的工藝以獲得多尺度析出組織。

為了獲得尺寸差異較大的α相，根據(jù)圖4組織尺寸選定了650和550 ℃兩個(gè)時(shí)效溫度，研究了第一階段高溫時(shí)效時(shí)間對微觀組織的影響。由于第二階段低溫時(shí)效產(chǎn)生的α相對時(shí)間不敏感，因此不研究第二階段時(shí)效時(shí)間對微觀組織的影響。圖5的模擬結(jié)果顯示雙步時(shí)效可以有效地獲得多尺度析出組織，并且第一階段時(shí)效時(shí)間對多尺度析出組織的形貌影響較大。隨著時(shí)效時(shí)間的增加，粗大α相的體積分?jǐn)?shù)和長度逐漸變大，而細(xì)小α相的體積分?jǐn)?shù)明顯減小(圖5g)。若時(shí)效時(shí)間足夠長，β相基體的濃度升高(圖5h)導(dǎo)致偽調(diào)幅分解機(jī)制被抑制，多尺度異質(zhì)組織無法形成。因此，保證短時(shí)間的高溫時(shí)效是形成多尺度析出組織的關(guān)鍵。

圖5 Ti-7.5V體系在雙步時(shí)效下微觀組織演化的相場動力學(xué)模擬結(jié)果：(a～c)第一階段高溫時(shí)效不同模擬時(shí)間后濃度場的演化結(jié)果；(d～f)第二階段低溫時(shí)效后濃度場的演化結(jié)果；(d′～f′)雙步時(shí)效后結(jié)構(gòu)場的演化結(jié)果；(g)不同熱處理?xiàng)l件下α相長度和體積分?jǐn)?shù)的關(guān)系；(h)第一階段高溫時(shí)效不同時(shí)間后體系的濃度分布，虛線為550 ℃下c0點(diǎn)的值

此外，為了篩選不同的時(shí)效溫度，固定高溫時(shí)效時(shí)間，研究了第一階段時(shí)效溫度對微觀組織的影響。圖6所示的模擬結(jié)果表明，隨著第一階段時(shí)效溫度的降低，粗大α相的數(shù)量變多，長度變小，體積分?jǐn)?shù)增加，導(dǎo)致細(xì)小α相的數(shù)量和體積分?jǐn)?shù)減小(圖6m)，因此多尺度析出組織變得越來越不明顯。當(dāng)?shù)谝浑A段溫度降低至620 ℃時(shí)，細(xì)小α相因空間和高濃度基體(圖6n[31])的限制無法析出，導(dǎo)致最終形成均質(zhì)組織。因此，雙步時(shí)效中足夠大的時(shí)效溫差對異質(zhì)組織的形成起著關(guān)鍵性的作用。

圖6 Ti-7.5V體系在雙步時(shí)效下微觀組織演化的相場動力學(xué)模擬結(jié)果：(a～f)第一階段不同溫度時(shí)效相同模擬時(shí)間后濃度場的演化結(jié)果；(g～l)第二階段不同溫度低溫時(shí)效相同模擬時(shí)間后濃度場的演化結(jié)果；(g′～l′)雙步時(shí)效后結(jié)構(gòu)場的演化結(jié)果；(m)不同熱處理?xiàng)l件下α相長度和體積分?jǐn)?shù)的關(guān)系；(n)第一階段不同溫度時(shí)效后體系的濃度分布，虛線為550 ℃下c0點(diǎn)的值[31]

基于模擬結(jié)果對Ti1023進(jìn)行了雙步時(shí)效熱處理設(shè)計(jì)：將經(jīng)過固溶處理的合金首先在650 ℃下短時(shí)間時(shí)效10 min，然后降溫至550 ℃時(shí)效3 h，最后淬火。為了保證晶內(nèi)形核[30]，第一階段沒有選擇更高的時(shí)效溫度。圖7插圖所示的SEM照片表明了雙步時(shí)效可以同時(shí)產(chǎn)生具有粗大α相和細(xì)小α相的異質(zhì)組織，黃色虛線和紅色虛線分別標(biāo)注了粗大α相和細(xì)小α相所在區(qū)域。雙步時(shí)效后的力學(xué)性能與傳統(tǒng)550 ℃單步時(shí)效后的相比具有更高的強(qiáng)度和更好的塑性，達(dá)到了強(qiáng)度和塑性的同時(shí)提高[31]。

圖7 Ti1023雙步時(shí)效后的性能曲線[31]，插圖為異質(zhì)微觀組織的SEM照片

3.4 冷速對微觀組織和性能的影響

雙步時(shí)效可以獲得多尺度析出組織，若將熱處理工藝拓展為多步時(shí)效，是否可進(jìn)一步得到不均勻多尺度α相的異質(zhì)組織？連續(xù)降溫作為一種特殊的多步時(shí)效，實(shí)驗(yàn)研究發(fā)現(xiàn)不同的冷速可以影響鈦合金的相變行為和微觀組織[32, 33]。通過調(diào)控連續(xù)冷速，研究了不同冷速對微觀組織的影響。圖8描述了相場模擬獲得的不同冷速下的微觀組織狀態(tài)，隨著冷速的降低，微觀組織經(jīng)歷了4種不同的狀態(tài)，即純β相組織、由細(xì)小α相組成的均質(zhì)組織、多尺度α相的異質(zhì)組織以及由大尺寸α相組成的均勻組織。從圖8a和8a′可以看出，對于非?？斓睦渌伲到y(tǒng)既沒有發(fā)生結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變也沒有濃度擴(kuò)散，微觀組織保持純β相不變。隨著冷速的降低，結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變伴隨著濃度的擴(kuò)散而發(fā)生(圖8b和8b′，8c和8c′，8d和8d′)，微觀組織特征也逐漸從均勻分布的細(xì)小α相變?yōu)槎喑叨圈料?，再變?yōu)榫鶆蚍植嫉拇蟪叽绂料唷２煌渌傧娄料嗟拈L度和濃度分布的統(tǒng)計(jì)結(jié)果如圖8e和8f所示。圖8e顯示了α相長度和體積分?jǐn)?shù)之間的關(guān)系。當(dāng)冷速為50v0時(shí)，α相在小尺寸區(qū)域出現(xiàn)峰值；當(dāng)冷速降低到5v0，獲得具有明顯雙峰分布的多尺度微觀組織；隨著冷速的繼續(xù)降低(v0)，α相的長度增加并只在大尺寸區(qū)域出現(xiàn)峰值。從圖8f的濃度分布結(jié)果可知，隨著冷速的降低，濃度分布逐漸從單峰分布變?yōu)殡p峰分布，其中冷速50v0所對應(yīng)的低濃度峰在5%附近，而非α相的平衡濃度(≈2%)。

圖8 Ti-7.5V體系經(jīng)過不同冷速后所形成的微觀組織演化的相場動力學(xué)模擬結(jié)果：(a～d)結(jié)構(gòu)場的演化結(jié)果，(a′～d′)濃度場的演化結(jié)果,(e)α相長度和體積分?jǐn)?shù)的關(guān)系，(f)體系的濃度分布

圖9進(jìn)一步分析了降溫過程中析出α相的體積分?jǐn)?shù)和數(shù)量的變化規(guī)律，結(jié)果表明α相的體積分?jǐn)?shù)隨著溫度和冷速的降低而增加。這可以訴諸于其體系自由能的變化，即溫度越低平衡體積分?jǐn)?shù)越高，越慢的冷速導(dǎo)致熱處理時(shí)間越長，α相的實(shí)際體積分?jǐn)?shù)則越接近平衡體積分?jǐn)?shù)。根據(jù)圖9c顯示的α相數(shù)量(結(jié)構(gòu)場)的統(tǒng)計(jì)結(jié)果，發(fā)現(xiàn)其數(shù)量在冷卻過程中呈現(xiàn)逐漸增加的趨勢。隨著冷速的降低，550 ℃時(shí)α相的最終形核數(shù)量先增加后減小(圖9d)，且形核開始溫度(圖9b中實(shí)線箭頭所指)逐漸增高。當(dāng)冷速十分緩慢時(shí)(v0)，形核結(jié)束溫度(圖9b中虛線箭頭所指)出現(xiàn)。據(jù)此推斷形核開始溫度的變化和形核結(jié)束溫度的出現(xiàn)可激活或抑制不同的形核機(jī)制，從而改變合金的微觀組織特征。

圖9 不同冷速下α相的體積分?jǐn)?shù)和數(shù)量的統(tǒng)計(jì)結(jié)果：(a)在不同冷速的降溫過程中α相的體積分?jǐn)?shù)隨溫度的變化；(b)不同冷速降溫至550 ℃下α相最終的體積分?jǐn)?shù)；(c)在不同冷速的降溫過程中α相的數(shù)量隨溫度的變化；(d)不同冷速降溫至550 ℃下α相最終的數(shù)量

結(jié)構(gòu)場和濃度場隨溫度的演化為不同冷速對應(yīng)不同形核機(jī)制的猜想提供了更直接的證據(jù)。圖 10a和10a′表明，擁有較低形核開始溫度的快冷(50v0)所形成的α相核心符合偽調(diào)幅分解機(jī)制特征：結(jié)構(gòu)迅速達(dá)到平衡值(結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變完全)而濃度場緩慢地向平衡演化。值得注意的是，中速冷卻(5v0)產(chǎn)生的α相核心同時(shí)包含兩種不同的形核機(jī)制。除了低溫區(qū)域濃度擴(kuò)散和結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變不同步的偽調(diào)幅分解機(jī)制(圖10c和10c′)外，高溫區(qū)域經(jīng)典的形核長大機(jī)制占主導(dǎo)地位，其中結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變和濃度擴(kuò)散同時(shí)達(dá)到平衡值(圖10b和10b′)。如果冷速較慢(v0)，低溫區(qū)域的偽調(diào)幅分解機(jī)制因形核結(jié)束溫度的出現(xiàn)被抑制，α相核心的析出以經(jīng)典的形核長大機(jī)制為主，這可以由圖10d和10d′中濃度場和結(jié)構(gòu)場同時(shí)達(dá)到平衡值來證明。

圖10 不同冷速下結(jié)構(gòu)場和濃度場隨溫度的演化

根據(jù)模擬結(jié)果，實(shí)驗(yàn)選擇Ti55531從850 ℃以不同冷速降至550 ℃，圖 11a～11f分別對應(yīng)水冷、爐冷、4 h冷卻、8 h冷卻、16 h冷卻和32 h 冷卻后的SEM照片。水冷因冷速過快合金無法發(fā)生結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變從而保持純β相基體不變(圖11a)；隨著冷速的降低，微觀組織逐漸由α相尺寸差異較小的均質(zhì)結(jié)構(gòu)(圖11b)轉(zhuǎn)變?yōu)槌叽绮町愒絹碓酱蟮漠愘|(zhì)組織(圖11c～11e)；若冷速繼續(xù)降低，細(xì)小α相逐漸減少，最終形成只由粗大α相組成的均質(zhì)組織(圖11f)。微觀組織所對應(yīng)的拉伸曲線如圖11g所示，由快速爐冷產(chǎn)生的細(xì)小α相均質(zhì)組織強(qiáng)度高、塑性低；而由32 h慢冷形成的粗大α相均質(zhì)組織則具有高塑性，但強(qiáng)度有所損耗。介于快冷和慢冷之間的中速冷卻可使合金的強(qiáng)塑性得到平衡。與粗大α相均質(zhì)組織的性能相比，16 h中速冷卻產(chǎn)生的異質(zhì)組織在塑性(～18%)幾乎不減少的情況下，強(qiáng)度(～1050 MPa)得到提升。在β鈦合金中，找到合適的冷速設(shè)計(jì)異質(zhì)組織對優(yōu)化合金的綜合性能具有十分重要的意義。

圖11 Ti55531在不同冷速下的微觀組織的SEM照片(a～f)和性能曲線(g)：(a)水冷，(b)爐冷，(c)1.25 ℃/min，(d)0.625 ℃/min，(e)0.3125 ℃/min，(f)0.15625 ℃/min

4 結(jié) 論

本文通過相場模擬結(jié)合實(shí)驗(yàn)的方法，驗(yàn)證了不同成分的β穩(wěn)定元素和溫度對鈦合金微觀組織的影響規(guī)律，成分越低，溫度越低，均勻分布的α析出相尺寸越小，密度越高。揭示了低溫偽調(diào)幅分解機(jī)制和高溫經(jīng)典形核長大機(jī)制對析出相尺寸、密度的影響規(guī)律。進(jìn)一步提出了通過雙步時(shí)效和連續(xù)冷卻的熱處理工藝同時(shí)激活經(jīng)典形核長大機(jī)制和偽調(diào)幅分解機(jī)制來設(shè)計(jì)多尺度微觀組織并優(yōu)化合金性能的新思路。模擬結(jié)果表明，雙步時(shí)效獲得同時(shí)具有粗大α相和細(xì)小α相的雙峰異質(zhì)組織需要:① 短時(shí)間高溫時(shí)效，② 高低溫時(shí)效具有較大的溫差(>100 ℃)。調(diào)控冷速獲得多尺度的異質(zhì)組織需要要保證冷速適中。進(jìn)一步的實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，通過雙步時(shí)效及中速冷卻可以有效地獲得多尺度析出組織，獲得的組織可以有效地優(yōu)化鈦合金的力學(xué)性能，為新型鈦合金的設(shè)計(jì)和開發(fā)提供新的思路。