亞穩β型鈦合金具有高比強度、優異抗疲勞性、耐腐蝕等優點,被廣泛應用于航空航天、汽車工業等領域[1-3]。對于亞穩β型鈦合金而言,其一系列優良性能主要取決于熱處理過程中β基體析出的亞穩過渡相或穩定α相的分布、形態、體積分數和尺寸[4-6]。

當熱處理溫度較低時,亞穩β型鈦合金一般優先形成亞穩等溫ω相,亞穩等溫ω相通常為降低力學性能的不利因素,但這些ω相可以通過等溫時效轉變為其他亞穩相或平衡的α相,在基體中均勻、彌散析出,從而使合金得到明顯的強化[7-8]。但鈦合金相變和微觀組織演變是復雜多變的,因此,為了獲得綜合性能良好的合金,有必要對亞穩β型鈦合金低溫熱處理過程中相變行為進行深入的研究。

對β型鈦合金而言,冷軋變形是其最主要的應用方式,但其在冷軋過程中會形成大量位錯,在變形較大時還出現了一定亞結構,引起合金點陣畸變和晶格扭曲[9-10]。冷變形過程形成的晶體缺陷必然會對后續熱處理過程產生一定的影響,但相關研究主要集中在冷軋變形對次生α相的影響規律上[11-13]。

Ti-B20合金是西北有色金屬研究院以“臨界鉬當量條件下的多元強化”為原則設計的輕質高強亞穩β型鈦合金,是作為航空航天等工程領域結構件的潛在材料而研發的[14-15]。作為一種新型的亞穩β型鈦合金,目前關于該合金的研究主要集中在等溫壓縮變形、熱軋成型過程中的組織演變及其對力學性能的影響方面[16-18]。為了提高該合金的綜合力學性能,促進合金的開發利用,本文將冷變形與低溫時效技術相結合,對其低溫時效過程中的相變規律展開研究。

1、實驗材料及方法

本實驗采用的材料為通過真空自耗電弧爐熔煉后鍛造的高強亞穩β型Ti-B20合金。為了消除鍛造應力,獲得均勻的單β相組織,對鍛造棒材進行850℃固溶處理,時間為1h,保溫結束后水淬冷卻至室溫(縮寫:WQ)。隨后對固溶試樣進行變形量為10%和50%的室溫軋制變形處理。為了研究冷軋變形對Ti-B20合金低溫時效相變行為的影響,從固溶板材和50%冷軋變形量板材(分別簡稱為ST和CR50)上切取合適尺寸的試樣,采用電阻爐進行時效處理,時效溫度為300~450℃,保溫時間為1~4h。

同時,為了進一步研究ω→α相變,根據相關研究,在時效溫度為300和350℃時,增加了部分10%冷軋變形量試樣(CR10)。合金的熱處理工藝示意圖如圖1所示,具體時效工藝參數如表1所示。

利用RukerD8Advance型X射線衍射儀(XRD)對不同工藝下的合金相組成進行測定,采用Gx51型光學顯微鏡(OM)、SUPRA40型掃描電鏡(SEM)、G2F20型透射電鏡(TEM)對固溶態、冷軋態及時效處理的合金試樣的組織形貌進行觀察。

2、結果與分析

2.1　固溶及變形試樣的物相分析

固溶態Ti-B20合金及經過不同變形量冷軋后的板材XRD圖譜如圖2所示。由圖2可知,ST試樣、CR10及CR50試樣均由單一β相組成,合金在冷軋過程表現出較高的相穩定性,沒有產生孿晶或者相變。

2.2　300℃時效過程中物相及組織演變

圖3為不同狀態Ti-B20合金經300℃時效后的XRD圖譜。由圖3(a)可知,ST試樣在300℃時效1h后,XRD圖譜中只有β相衍射峰,對應于(110)β、(200)β和(211)β,沒有觀察到ω和α相所對應衍射峰,說明此時合金依然由單一β相組成。當時效時間延長至2h時,衍射峰強度發生了一定變化,但種類沒有發生變化,說明此時依然沒有達到ω和α相析出條件。隨著時效時間進一步延長至4h,衍射峰種類發生了明顯變化,除了β相所對應的衍射峰外,還出現了ω相所對應的衍射峰,但β相所對應的衍射峰較強,表明此時發生了β→ω轉變,但試樣組織依然以β相為主。圖3(b)為CR10試樣和CR50試樣在300℃時效1h后的XRD圖譜,其衍射峰種類與ST試樣在300℃時效1h后的存在明顯的區別。

CR10試樣時效1h后,XRD圖譜中除了β相所對應的衍射峰外,還存在(220)ω所對應衍射峰,說明此時基體β相和析出相ω共同存在。對于CR50試樣,其在時效1h后,ω相所對應衍射峰明顯減弱,出現了α相所對應衍射峰,說明此時發生了ω→α轉變。

對比不同狀態Ti-B20合金在300℃時效后的XRD圖譜可知:ST試樣在300℃時效2h后依然只有單一基體β相,4h后才看到明顯存在的ω相。而CR10試樣,在300℃時效1h后,組織中已出現了ω相,而CR50試樣,在300℃時效1h后,組織中不但有ω相,還出現了α相,同時ω相相比于CR10試樣有所減弱。由此可以說明:冷軋變形對低溫時效過程

相變的發生具有較大的影響,且變形量越大,影響越大。

當時效溫度較低時,合金相變驅動力不足,基體β相無法直接析出α相,需要先析出中間相等溫ω相[19-20]。合金在冷軋變形過程中,存在一定的晶體缺陷,可以有效地降低β→ω和ω→α的形核勢壘,促進相變的發生,且變形程度越大,相變越快,導致CR50試樣在時效1h后已明顯地存在α相。

為了進一步分析300℃時效過程中合金相變行為及其析出相形貌和分布,采用透射電鏡(TEM)對ST試樣和CR10、CR50試樣進行微觀組織觀察。圖4為ST試樣經300℃時效不同時間后的TEM形貌。對于時效2h后的ST試樣,由明場像(圖4a)和[111]β晶帶軸的選區衍射花樣(圖4b)可知,此時組織中只存在β基體,但通過暗場圖像,觀察到少量ω相,說明此時ST試樣發生了β→ω轉變,但析出相過于細小且其數量較少,其較弱衍射信息被基體掩蓋,其選區電子衍射(SAED)斑點中只看到基體對應斑點。由圖4(d)可知,ST試樣在300℃時效4h后,基體上分布著一定量的細小析出相,圖4(e)對應于圖4(d)在[011]β晶帶軸下的選區電子衍射花樣,從圖中觀察到在1/3和2/3{112}β位置存在衍射斑點,根據相關文獻可知,這些衍射斑點是由ω形成的[21-23]。圖4(f)為圖4(e)中虛線圓圈標記的ω相所對應的暗場形貌,從圖中可以觀察到,大量細小的ω相彌散分布在β基體中。ω相和β相之間的位向關系為:(0220)ω∥(011)β,二者之間的這種位向關系與Chen等[24-26]關于β型鈦合金的研究結果是一致的。

圖5為CR10試樣和CR50試樣在300℃時效1h后的TEM形貌。對于CR10試樣,從[110]β晶帶軸下選區電子衍射花樣(圖5a)可知,在β相衍射斑點的1/3和2/3位置處存在ω相衍射斑點,說明此時基體上已經有ω相存在。虛線圓圈ω1和實線圓圈ω2相所對應的暗場像形貌如圖5(b)和5(c)所示,少量析出相分布在基體中,其尺寸非常細小,不甚明顯。圖5(d)為[111]β晶帶軸下選區電子衍射花樣,由圖可知,此時合金組織中不存在析出相α。對于CR50試樣,在[110]β晶帶軸下的選區電子衍射花樣中,除了β所對應衍射斑點(圖5e中實線方框區域)外,還存在ω相所對應衍射斑點(圖5e中虛線圓圈區域),同時,在β相衍射斑點的1/2處存在很弱衍射斑點跡象(圖5e中實線圓圈區域),可能為α相所對應的衍射斑點,但由于時效時間較短,不甚明顯。圖5(f)為圖5(e)中虛線圓圈處對應的暗場像,基體上分布著一定量的析出相,同時析出相的數量和尺寸較圖5(b)和5(c)中有所增加。

圖5(g)為疑似α析出相所在區域的高分辨透射電鏡(HRTEM)圖像,確認了圖5(e)中實線圓圈處為α析出相所對應衍射斑點,證實了CR50試樣300℃時效1h后,合金組織中存在α析出相。

2.3　350℃時效過程中物相及組織演變

圖6為不同狀態Ti-B20合金經350℃時效后的XRD圖譜。通過圖6(a)可知,ST試樣在350℃時效1h后,合金中以β相為主,同時出現了(220)ω相,說明此時已經發生了β→ω相的轉變,但是ω相所對應的衍射峰很弱,表示ω相的含量很小,這是由于此時相變剛剛開始,轉變量很少。當時效時間延長至2h時,ω相所對應的衍射峰有所增加,說明隨著時效時間的延長,β→ω相變不斷發生,ω相含量不斷增加,隨著時效時間的繼續延長,ω析出相的含量持續增加。對比ST試樣在300℃和350℃時效下XRD圖譜可知,時效溫度的升高,加快了ω相的形核析出。

圖6(b)為CR10試樣和CR50試樣在350℃時效1h后的XRD圖譜。由圖6(b)可知,CR10試樣時效1h后,除了β所對應衍射峰外,還出現了(220)ω和(110)α所對應的衍射峰,即此時合金相組成為β+ω+α,說明此時合金中β→ω和ω→α兩種相變均有發生,且ω→α相變還未完成。對于CR50試樣,在350℃時效1h后,XRD圖譜中只出現β相和α相所對應的衍射峰,說明此時合金相組成為β+α,相比于CR10試樣,不但(110)α相所對應的衍射強度有所增強,還出現(100)α相所對應衍射峰,說明此時α相的含量高于CR10試樣。冷軋試樣在350℃時效過程中物相變化與300℃時效過程中物相變化規律類似,即冷軋變形促進了時效過程中析出相的形核析出,加快了β→ω和ω→α的轉變過程,且變形量越大,促進效果越強。

圖7為ST試樣經350℃時效不同時間后的TEM形貌。當時效時間為1h時,由明場像可以看出(圖7a),β基體中分布著一定量析出相,但是不甚明顯,通過圖7(b)中[011]β晶帶軸的選區衍射花樣可以確定,此時合金中除了β基體,還存在著一定量的ω析出相,但是ω衍射斑點不太清晰,這是ω含量過少導致的。圖7(c)為圖7(b)中虛線圓圈區域所對應的暗場像,從中可以看出,β基體分布著一定量的細小ω相,由于時效時間較短,析出相的分布不太均勻,且尺寸很小。圖7(d)為析出相所對應的HRTEM圖像,圖7(e)為7(d)中白色方框區域的傅里葉轉換(FFT)圖,在圖上可以明顯地看到ω和β所對應的衍射斑點,即ω和β共存,HRTEM圖及FFT圖再次驗證了ω的存在。ST試樣經過2h時效處理后,如圖7(f)~7(h)所示,其形貌和時效1h類似,均為β基體上分布著一定量的細小ω相,但是由于時效時間延長,β→ω相變更加充分,組織中ω相含量更多,其形貌更加明顯。

圖8(a~e)為CR10試樣在350℃時效1h后的TEM形貌。由圖8(a)明場像可以看出,β基體中分布著一定量析出相,成球狀和針狀。圖8(b)為CR10試樣[011]β晶帶軸的SAED,從圖中可以看到,和CR10試樣300℃時效1h后的SAED斑點類似,在1/3{112}β、2/3{112}β和1/2{112}β處出現衍射斑點,根據前文及相關文獻可知,1/3{112}β、2/3{112}β處的斑點為ω相所對應的,1/2{112}β處的衍射斑點為α相所對應的斑點,衍射斑點確認了此時存在兩種析出相,合金相組成為β+ω+α。圖8(c)為圖8(b)中用虛線圓圈區域ω1衍射斑點的暗場像,圖8(d)為圖8(b)中用實線圓圈區域ω2衍射斑點的暗場像,由兩圖可知,ω1和ω2形態是一樣的,均為細小的球狀,但是二者的排布方向有一定差別,呈現約為60°夾角,這也與衍射花紋之間的夾角是一致的,說明此時ω相出現了兩種擇優取向(ω1和ω2)。圖8(e)為圖8(b)中用實線方框區域α衍射斑點所對應的暗場像,由圖可知,此時針狀α析出相呈網籃交叉分布在基體上,α尺寸明顯大于ω,長度約為100nm。圖8(f)為CR50試樣時效1h后TEM暗場像,由圖可知,冷軋試樣在350℃時效時,隨冷軋變形量的增加,α析出相同樣明顯長大,即增大變形量均可促進α相的析出長大。

ST試樣在350℃時效1h后相組成為β+ω,而CR10試樣經相同時效處理后,除了ω析出相,還出現了明顯的針狀α相,說明冷軋變形促進了350℃時效時析出相的形成,這一規律與300℃時效時是類似的。同時,CR10試樣在300℃時效1h后,ω析出數量很少,尺寸也很小,而當時效溫度升高至350℃后,析出相的數量明顯增加,同時其尺寸有所長大,清晰可見,說明隨著溫度的升高,β→ω和β→α的轉變速度明顯加快。

2.4　400℃/450℃時效過程中物相及組織變化

圖9為ST試樣和CR50試樣經400和450℃時效1h后的XRD圖譜。由圖9可知,ST試樣經過400℃時效1h后,其XRD圖譜中衍射峰分別對應(110)β、(200)β、(211)β和(220)ω,即此時試樣相組成為β+ω。當時效溫度升高到450℃時,出現了α相,說明此時已經達到了ST試樣中析出α相的臨界條件。對于CR50試樣,當時效溫度為400℃

時,合金的相組成為β+α,與350℃時一樣,但此時(100)α和(110)α相所對應的衍射強度有所增強,同時出現了(112)α相所對應的衍射峰,衍射峰的強度和數量可以在一定程度上表征相的數量,衍射峰的變化說明此時α相的含量明顯增加。當時效溫度升高至450℃時,衍射峰的種類再次增加,出現了(101)α和(102)α相所對應衍射峰,說明隨時效溫度升高,從β基體中析出的α相數量繼續增加。

圖10為ST試樣和CR50試樣經400和450℃時效1h后的顯微組織。對于ST試樣,由XRD分析可知,當時效溫度為400℃時,從β基體上析出了一定量的ω相,但在圖10(a)中卻只觀察到基體,其組織與固溶組織基本一致,沒有其他相,這主要是由于ω相過于細小,通過光學顯微鏡無法分辨導致的。當時效溫度升高到450℃時,組織中出現明顯的“灰色區域”,根據XRD結果可知,這些灰色區域為α析出相聚集區域。對于CR50試樣,當時效溫度為400℃時,合金晶粒依然為沿軋制變形方向拉長的變形晶粒,說明此時合金沒有發生再結晶,同時在晶界處和滑移帶附近出現一定的“灰色區域”,表明在晶界等晶體缺陷處有析出相優先生成。當時效溫度升高至450℃時,晶粒形狀沒有發生變化,但組織中“灰色區域”明顯增加,表明此時析出相的數量有所增加。

圖11為ST試樣和CR50試樣經450℃時效1h后的SEM形貌。由圖11可知,當時效溫度為450℃時,對于ST試樣,α相在晶界(Grainboundary,簡稱GB)處優先析出,呈片狀,由晶界向晶內生長,析出相長度約為2μm,同時晶粒內部存在大量無析出區域。

相同時效條件下,CR50試樣的析出相則相對均勻,不存在明顯無析出相區,同時析出相的數量明顯較多,但析出相尺寸相對細小。根據XRD可知,ST試樣在400℃時效1h后有ω相從基體中析出,但是由于尺寸過小,通過OM無法觀察到,因此采用TEM對其形貌及分布進行進一步分析,圖12為ST試樣經400℃時效1h后的TEM形貌。由圖12(a)中[011]β晶帶軸的選區衍射花樣可知,合金組織中除了基體β相,還存在一定數量的ω析出相,圖12(b)為圖12(a)中虛線圓圈部位所對應的暗場像,由此確認了ω相的存在,同時從暗場像可以看出ω析出相呈球狀,尺寸小于10nm。

3、結論

1)固溶態Ti-B20合金在低溫時效時,亞穩β相中優先析出過渡等溫ω相,同時由于ω相的自適應調節,ω析出相呈兩種取向(ω1和ω2),二者之間呈一定夾角;隨著時效時間及溫度的變化,等溫ω相不斷長大并向α相轉變,當時效時間為1h,時效溫度升高至450℃時,ω相消失;

2)合金在冷軋變形過程中形成的位錯等晶體缺陷,降低了合金相變的所需能量,促進了ω相形成,縮小了ω相存在溫度區間;

3)ST試樣、CR10試樣和CR50試樣在350℃時效1h的相組成分別為β+ω、β+ω+α和β+α;CR10試樣中β、ω、α的取向關系為:[011]β∥[2110]ω∥[0001]α。

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