Ti1023與Ti5553合金ST-SQA工藝下第二相演化與硬度優(yōu)化：1000℃固溶后step-quench時效，Ti1023合金α相呈“細化-粗化”演變，為高強鈦合金熱處理工藝精準設計提供依據(jù)

隨著航空飛行器向著高速、高機動、高可靠性以 及長壽命方向發(fā)展，飛行器結(jié)構(gòu)件多采用耐久性/損傷 容限設計理念，高強高韌β鈦合金則是滿足上述高性 能飛行器要求研發(fā)的一類高性能鈦合金[1,2]。 Ti-10V-2Fe-3Al（Ti1023）和Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-0.5Fe （Ti5553）都屬于高強高韌β鈦合金。Ti1023合金是 20世紀70年代美國Timet公司研制，具有高強度、 高斷裂韌性、優(yōu)良的淬透性和抗裂紋擴展性能，應用 于飛機起落架、機翼發(fā)動機短艙接頭和飛機小型扣件 等[3,4]。Ti5553合金是20世紀90年代美國Boeing公 司和俄羅斯VSMPO公司在BT22合金基礎(chǔ)上共同研 發(fā)的新型亞穩(wěn)β鈦合金，比Ti1023合金具有更優(yōu)異的 強度-塑性-韌性匹配和近乎2倍的淬透性[5,6]，目前已 經(jīng)應用于飛機起落架以及其他部件。

對于近β型鈦合金，通過采用不同的固溶時效工 藝參數(shù)來調(diào)控析出相的形貌、尺寸和含量，以獲得良 好的力學性能[7-10]。最近研究人員報道了β鈦合金經(jīng) 過類似于鋼的等溫淬火工藝（Step-quench）處理后顯 著細化的組織。該工藝將試樣固溶處理后迅速移入較 低溫度（Ms-Tβ）保溫一定時間，使β相轉(zhuǎn)變?yōu)棣?β兩 相混合的組織。研究發(fā)現(xiàn)在某一個特定溫度保溫可形 成尺寸更為細小的微觀組織，提高合金的強度[11]。S. Nag等進一步提出Ti5553合金在550℃溫度 step-quench，β相將發(fā)生一種新型相變機制，即偽調(diào) 幅分解，先結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變再達到成分平衡。結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變是通 過局部小幅度成分波動，讓β相先形成密排六方晶體 結(jié)構(gòu)的α相，然后再經(jīng)過擴散使α相成分達到平衡成 分，其特點是形核率高，合金的組織得到顯著細化[12]。 近期研究結(jié)果表明相比于傳統(tǒng)的時效工藝（固溶后水 冷到室溫，再加熱到一定溫度時效），step-quench工 藝能夠提高合金的硬度[13]。

對于Ti1023合金，國內(nèi)研究主要集中在傳統(tǒng)固溶 +時效工藝的優(yōu)化和單、雙時效的組織性能結(jié)果對比， 例如王世洪[14]和商國強[15,16]等探究了固溶/時效熱處 理工藝參數(shù)和加熱速率與冷卻方式等對微觀組織和力 學性能的影響，確定了第二相的析出方式和綜合性能 匹配；陳威[17,18]等對比研究了單時效和雙時效2種時 效方式對微觀組織和力學性能的影響差異，并分析了 兩者產(chǎn)生強塑性匹配差異的原因。對于Ti5553合金， step-quench工藝已獲得了細小的組織[8]，但仍需進一步了解這種工藝對其它β鈦合金組織與性能的影響規(guī) 律。Ti5553合金與Ti1023合金都是高強高韌β鈦合金， 2個合金目前都應用于飛機起落架等構(gòu)件。可以看出， Ti1023和Ti5553合金具有相同的應用領(lǐng)域。但這2 種合金中所含合金元素不同導致鉬當量有一定差異， Ti1023的鉬當量為11.7，Ti5553合金的鉬當量為 13.35[19]，可見前者β相的穩(wěn)定性低于后者，β相的穩(wěn) 定性將影響時效中第二相的析出進程和組織特征。因 此，經(jīng)過上述step-quench工藝處理后，Ti1023和 Ti5553合金時效時的β相相變過程及其微觀組織演化 和相應的變化規(guī)律還需要詳細了解。

本實驗研究Ti1023和Ti5553合金經(jīng)過固溶和 step-quench工藝后，時效溫度對于這2種高強鈦合金 微觀組織形貌、析出α相尺寸和析出硬化的影響規(guī)律， 并基于析出相的形成過程探究導致2種合金硬化效果 差異的微觀機制。本研究工作將為豐富鈦合金微觀組 織與力學性能的調(diào)控工藝和高強β鈦合金的微觀組織 與力學性能優(yōu)化提供實驗支撐。

1、實驗

實驗材料為西北有色金屬研究院提供的Ti1023鍛材和中南大學提供的Ti5553鍛材。Ti1023與Ti5553合金的原始組織如圖1所示。Ti1023合金的原始組織為由β基體+次生α相組成的β轉(zhuǎn)變組織，組織中無明顯初生α相存在，晶界存在少量晶界α相，晶粒內(nèi)部次生α相呈層片狀，分布均勻，相變點為(805±5)℃;Ti5553合金的原始組織為初生α相與β轉(zhuǎn)變組織共同組成的雙態(tài)組織，初生α相呈等軸狀，晶粒內(nèi)部次生α相也呈層片狀、分布較均勻，相變點為(850±5)℃。

本實驗設計的β單相區(qū)固溶時效的熱處理工藝流程圖如圖2所示，具體工藝為:試樣在1000℃的β單相區(qū)固溶[solutiontreatment,ST]45min,雖2種材料原始組織存在一定差異，但經(jīng)過本步驟后可使其微觀組織均全部轉(zhuǎn)變成單一的β相，讓兩者保持一致。將試樣從1000℃的高溫爐中取出，迅速放入溫度分別為300~650℃的較低溫度加熱爐[step-quench,SQ]，保溫1h進行時效處理[aging]，然后水冷至室溫。以上工藝流程在本文中記為ST-SQA。

微觀組織用場發(fā)射掃描電子顯微鏡[SU6600和FEIVERIOS460]和透射電子顯微鏡[JEM-200CX和JEM-2100F進行觀測。掃描電鏡試樣的制備采用粗磨、細磨、電解拋光后腐蝕的工藝，電解拋光時使用的電解拋光液為HClO4:CH3COOH[98%]=1:9，電壓50V，腐蝕時使用的金相腐蝕液比例為HF:HNO3:H2O=1:3:10，透射電鏡試樣的制備采用的雙噴液比例為HClO4:CH3(CH2)3OH:CH3OH=1:7:10。利用X射線衍射儀[X'pertpro]進行XRD測試分析不同熱處理工藝后物相的組成，并使用維氏硬度儀[HXD-1000TMC/LCD]在試驗力為98N，保壓時間為10s的情況下測量試樣的宏觀維氏硬度。次生α相尺寸和單位面積形核率通過ImagePro-Plus6.0軟件進行統(tǒng)計。

2、結(jié)果與分析

2.1Ti1023與Ti5553合金ST-SQA處理后的硬度隨時效溫度的變化規(guī)律

圖3為Ti1023合金與Ti5553合金在上述相同工藝處理后的硬度隨時效溫度變化規(guī)律，可以看出2種合金的硬度隨時效溫度的變化趨勢不同。

在圖3a中，Ti1023合金的硬度隨著時效溫度的升高呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢，時效溫度低于400℃時緩慢上升，超過400℃時顯著下降，在時效溫度為400℃時硬度達到最高值即4500MPa;Ti5553合金的硬度變化如圖3b所示，時效溫度從300℃升高到400℃，硬度呈現(xiàn)先上升后下降，時效溫度高于400℃，硬度開始增加;當時效溫度從500℃升到550℃，硬度顯著增加，550℃硬度達到最高值4390MPa，繼續(xù)升高時效溫度硬度下降。時效溫度在300~650℃范圍內(nèi)Ti5553合金的硬度變化呈現(xiàn)雙峰變化規(guī)律。

2.2Ti1023與Ti5553合金微觀組織隨時效溫度的變化規(guī)律

圖4給出了Ti1023合金微觀組織形貌隨時效溫度的變化規(guī)律。

對于Ti1023合金，當時效溫度為300℃時β相已開始有針狀α相析出，如圖4a所示;隨著時效溫度的升高，在350和400℃時針狀α相的數(shù)量增多，如圖4b、4c所示，且在400℃時可以看出尺寸較大的α相之間有極致密的細小α相互相交割，見圖4c的放大圖;當時效溫度為450℃時所產(chǎn)生的次生α相寬度和長度均有增加，如圖4d所示;當時效溫度為500℃時，次生α相寬度變得更加均勻，尺寸較大次生α相之間的細小α相也開始發(fā)生粗化，如圖4e所示;隨著時效溫度的進一步升高，在550，600，650℃時次生α相的粗化行為更加明顯，α相顯著粗化，如圖4f、4g、4h所示，在650℃時次生α相的寬度達到最大值。圖4中次生α相之間多呈現(xiàn)大約60°的夾角，這是由于次生α相在析出過程中導致其周圍產(chǎn)生較大的應變，而這種位向變體的排列方式可以最大程度降低體系析出α相的應變能，形成一種自適配的低能結(jié)構(gòu)[20]。

圖5給出了Ti5553合金微觀組織隨著時效溫度的變化規(guī)律。

對于Ti5553合金，當時效溫度較低時，在300，350，400℃下均未看出晶內(nèi)有明顯的析出相產(chǎn)生，如圖5a、5b、5c所示;當時效溫度為450℃時，次生α相開始在晶界處沿晶界析出，這是由于析出相最初易于在晶界處形核且當晶界α相析出完全后，α相沿著晶界向晶內(nèi)繼續(xù)生長，形成晶界魏氏組織[21]。如圖5d中向晶界兩側(cè)晶粒1、2生長;當時效溫度為500℃時，晶粒內(nèi)部開始有較多次生α相析出，能夠明顯看出α相尺寸和針狀形貌，如圖5e所示;當時效溫度上升到550℃時，晶內(nèi)次生α相形核數(shù)量增多，分布在整個晶粒內(nèi)部，次生α相之間明顯形成了呈60°夾角的自適配結(jié)構(gòu)[20]，析出相快速形核并生長，如圖5f所示;隨著時效溫度的進一步升高，次生α相在600和650℃溫度時效發(fā)生粗化，α相寬度增加，形核數(shù)量減少，如圖5g、5h所示。

為了表征2種合金不同時效溫度下次生α相形核與尺寸變化，通過統(tǒng)計軟件對圖4、圖5中合金時效形成次生α相的尺寸[寬度，μm]和形核密度[每平方微米中次生α相的個數(shù)，Number/μm2]進行了統(tǒng)計，結(jié)果如圖6所示。

結(jié)合圖3~圖6，對于Ti1023合金，隨時效溫度升高，次生α相密度逐漸升高，時效溫度為400℃時到達峰值后，析出相的寬度逐漸增加，形核密度逐漸降低;對于Ti5553合金，當時效溫度低于400℃時，沒有次生α相析出，當時效溫度高于400℃時，次生α相開始析出，Ti5553合金的次生α相變化趨勢與Ti1023合金類似，但次生α相寬度最小、形核密度最高出現(xiàn)在時效溫度為550℃時。總體上，2種合金硬度隨著效溫度的變化趨勢主要由β相的析出行為決定。

對2種合金ST-SQA處理的試樣進行XRD物相分析，XRD圖譜如圖7所示。

對于Ti1023合金，結(jié)合圖4和圖7可以看出，在300~650℃之間時效，均有明顯的析出相產(chǎn)生，包括ω相和α相2種。其中，等溫相屬于脆而硬的析出相，它的存在會導致試樣硬度增加[22]，但是，本研究結(jié)果也同樣表明α相的析出是鈦合金硬度增加的主要原因[23]。

對于Ti5553合金，結(jié)合圖5和圖6可以看出，時效溫度低于400℃時，Ti5553合金內(nèi)部無α相析出，而時效溫度高于400℃后，析出了次生α相。James[24]等研究了Ti5553合金在單相區(qū)固溶和300℃，1h時效后ω相的析出行為，結(jié)果顯示300℃下保溫1h有明顯的ω相衍射斑出現(xiàn);S.Nag[12]等研究了Ti5553合金雙時效時w相的輔助形核作用，結(jié)果證實單相區(qū)固溶經(jīng)過350℃,2h時效后同時具有ω相與α相的衍射斑出現(xiàn)。綜上可得，Ti5553合金在低溫時效[300~400℃]過程中有w相的析出[24-28]。圖8給出了Ti5553合金300℃低溫時效1h的試樣高分辨TEM觀察結(jié)果。可以看出，在采用相斑點獲得的暗場像下，于β相中能觀察到極為彌散的納米尺度相。這表明Ti5553合金中相在低溫300℃時效開始形成。鈦合金的相分為等溫相與絕熱相，亞穩(wěn)β鈦合金在低溫時效過程析出的相為等溫相。這種相為亞穩(wěn)相，時效溫度升高，一方面輔助次生a形核[29.30]，另一方面等溫相也會因為穩(wěn)定性降低而逐漸消失。因此，隨著w相的逐漸析出，300~350℃時效后的硬度緩慢增加。Ti5553合金在300~350℃間時效硬度增加與相的析出有關(guān)，超過350℃，相穩(wěn)定性降低，溫度升高相逐步溶解于基體，此時次生α相尚未析出，導致合金硬度降低。

Ti1023合金與Ti5553合金鉬當量不同，Ti1023合金[Mo]=11.7，Ti5553合金[Mo]=13.35，鉬當量越高，合金β相穩(wěn)定性越好，時效過程中α相越難析出[19]，Ti1023合金與Ti5553合金主要元素組成不同，

Fe元素在鈦合金β相中的擴散較快，V、Cr元素的擴散次之，而Mo元素在鈦合金β相中的擴散最慢[31]，因此快擴散元素含量更高的Ti1023合金能夠比慢擴散元素含量更高的Ti5553合金更迅速的完成長程擴散，率先達到平衡濃度，同時其β相更不穩(wěn)定，使得α相更容易的析出。上述熱力學與動力學原因共同導致了在低溫范圍[300~400℃]時效中，Ti1023合金在300℃時已有明顯的α相析出而Ti5553合金在400℃時才剛開始有極少量α相析出，在450℃時才有明顯的α相析出。

2種合金在宏觀維氏硬度最高值處的具體微觀形貌如圖9所示。圖9表明，Ti1023合金在400℃時效時產(chǎn)生的次生α相多為極細小致密的針狀α相，寬度多在20~30nm之間;Ti5553合金在550℃時效時產(chǎn)生的次生α相則多為平直的單一層片狀α相，尺寸約為70nm。次生α相的形核密度決定a/β兩相界面的多少，形核密度越高，相界面越多，合金的硬度越高[32]。

2.3Ti1023與Ti5553合金硬度變化與第二相析出行為關(guān)系

圖10給出了Ti1023與Ti5553合金硬度變化與時效處理第二相析出行為的示意圖。

如圖10a，對于Ti1023合金，當時效溫度為300℃時有明顯的α相析出，根據(jù)XRD結(jié)果，在300℃時效等溫相也會析出，此時合金強化作用主要源于α相和相的共同作用;隨著時效溫度的提高，α相數(shù)量增多，350℃時α相析出數(shù)量提高，此時的宏觀維氏硬度是由致密的次生α相與還未完全消失的等溫相耦合作用導致;當時效溫度為400℃時，出現(xiàn)了形核密度的激增，在單位面積形成了尺寸極小密度極高的次生α相，但是相在400℃下穩(wěn)定性降低，重新融入β基體，大量致密的次生α相和部分未轉(zhuǎn)變等溫w相的耦合作用使得維氏硬度達到最高值即4500MPa;當時效溫度高于400℃時，次生α相形核密度降低而且寬度逐漸增加并逐步粗化，導致硬度下降。時效溫度為500和550℃時，次生α相形核密度和平均寬度均降低緩慢，對應于此溫度范圍內(nèi)宏觀維氏硬度下降較為平緩。時效溫度繼續(xù)升高，次生α相持續(xù)發(fā)生粗化，硬度持續(xù)下降。

圖10b給出了Ti5553合金硬度變化與第二相析出行為關(guān)系示意圖。當時效溫度為300~400℃時，硬度變化主要因為相的開始形成、到達峰值與逐漸消失。當時效溫度為300℃時，相開始產(chǎn)生，合金的硬度比固溶態(tài)略高;當時效溫度為350℃時，硬度到達第1個峰值，結(jié)合SEM形貌，此時合金沒有α相析出，硬度的增加主要源于w相;當時效溫度為400℃時，由于溫度升高相逐漸消失，此時次生α相尚未析出，因此硬度下降。當時效溫度為450℃時，β晶界處已有明顯的沿晶界生長的α相產(chǎn)生，因此450℃下時效的合金其維氏硬度開始升高;當時效溫度為500℃時，次生α相開始在β晶粒內(nèi)部析出，分布較為均勻，因此合金的硬度繼續(xù)升高;當時效溫度為550℃時，次生α相形核密度達到最高值，而且平均寬度最小，因此，維氏硬度達到最高值即4390MPa;當時效溫度高于550℃，次生α相開始粗化，形核密度逐漸下降，寬度持續(xù)增加，故硬度持續(xù)下降。

3、結(jié)論

1)對于Ti1023合金，隨時效溫度升高，維氏硬度先增后降，400℃時效合金的硬度最高，達到4500MPa，隨后硬度隨時效溫度升高逐漸降低。

2)對于Ti5553合金，隨時效溫度升高，合金硬度呈現(xiàn)雙峰規(guī)律。峰值硬度對應的時效溫度分別為350和550℃，其中時效溫度為550℃時合金硬度達到最高值4390MPa。

3)Ti1023和Ti5553合金的硬度變化主要取決于β相的穩(wěn)定性和第二相的析出行為。對于Ti1023合金，時效溫度低于400℃時其硬度由相與α相共同作用;時效溫度超過400℃，硬度取決于次生α相。Ti5553合金在300~400℃時效，其硬度由等溫相決定，時效溫度高于400℃時，硬度則由次生α相決定。

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（注，原文標題：時效溫度對Ti1023和Ti5553合金微觀組織與析出硬化的影響規(guī)律）