摘 要:根據鈦合金的相變理論,建立了β型鈦合金材料相變溫度的新測試方法.首先對合金 試樣進行預熱處理,在理論相變溫度以上３０~５０ ℃保溫４０min爐冷至６５０ ℃后空冷.然后按照 GB/T２３６０５－２００９測試相變溫度,晶界板條α體積分數小于１％和等于０％的溫度區間即為β型 鈦合金相變溫度區間.TC１８,TB６,TB３,TB８鈦合金相變溫度的測試結果表明該方法切實可行, 彌補了標準測試法方法的不足. 

關鍵詞:β型鈦合金;板條α;相變溫度;金相法 

中圖分類號:TG１４５．４    文獻標志碼:A         文章編號:１００１Ｇ４０１２(２０２０)０２Ｇ００１５Ｇ０６

β型鈦合金與近α型鈦合金、α＋β兩相鈦合金 相比,具有比強度高,可冷加工成形,可焊性好,容易 熱處理,抗疲勞性能好和耐環境腐蝕等優點,主要應 用于航空領域[１].β型鈦合金根據鉬當量大小可以 分為穩定β型鈦合金(鉬當量大于１０．５％),亞穩β 型鈦合金(鉬當量介于８％~１０．５％)和近β型鈦合 金(鉬當量低于８％).

常見 的 β 型 鈦 合 金 有 TC１８,TB６,TB３,TB８ 等.TC１８是名義成分為 TiＧ５AlＧ５MoＧ５VＧ１CrＧ１Fe, 鉬當量為１１．７％的富β型兩相鈦合金,具有高強度、 高韌性、高塑性以及淬透性和焊接性好等優點,已廣 泛用于制造大型飛機起落橫梁、機身對接框等主承 力結構件,也可用于制造使用溫度不高于３５０ ℃的 發動機扇盤和葉片等[２Ｇ３],其組織變化具有近β型鈦 合金的特性.TB６為近β型鈦合金的典型牌號,名 義成分為 TiＧ１０VＧ２FeＧ３Al,具有較高的比強度,極 好的斷裂性能、抗蠕變性能和良好的耐腐蝕性能,主 要用于制造飛機結構件,如起落架等.TB８屬于亞 穩β 型 鈦 合 金,名 義 成 分 為 TiＧ１５MoＧ２．７NbＧ３AlＧ ０．２Si,是一種高強β型鈦合金,主要用于制造航空 航天飛行器中要求具有高強度的緊固件、彈簧組件 及結構件等.

β型鈦合金由于添加的元素較多,并且含有鐵 和鉻這 兩 種 易 偏 析 元 素,成 分 均 勻 性 很 難 控 制. 成分不均勻會直接導致組織不均勻,如產生β斑或 大塊的 富 α區,使 得 材 料 性 能 達 不 到 要 求,甚 至 報廢. 

β型鈦合金的相變溫度對合金成分很敏感,是 檢查β型鈦合金材料偏析的重要參數.某專項用 TC１８產品棒材內控技術協議中要求“同一批次兩 根棒材的相變溫度的差值不能超過８℃”,通過檢測 其不同 部 位 的 相 變 溫 度 可 以 檢 驗 合 金 成 分 的 均 勻性.

β型鈦合金的相變溫度對合金成分很敏感,是 檢查β型鈦合金材料偏析的重要參數.某專項用 TC１８產品棒材內控技術協議中要求“同一批次兩 根棒材的相變溫度的差值不能超過８℃”,通過檢測 其不同 部 位 的 相 變 溫 度 可 以 檢 驗 合 金 成 分 的 均 勻性.

１ β型鈦合金相變原理 

１．１ β型鈦合金基本相變和平衡相圖

β型鈦合 金 的 組 織 變 化 可 以 通 過 同 晶 型 β鈦 合金二元相圖來進行說明,見圖１,圖中橫坐標為β 穩定元素含量即鉬當量.β穩定元素的含量增加, 則α/β轉變 溫 度 降 低,當 鉬 超 過 一 定 量 后,β相 可 以保留到室溫;含β穩定元素的合金自β相區緩慢 冷卻時,α相將從β相中析出,其 成 分 隨 溫 度 下 降 沿圖１中 ACα曲線變化,β相成分則沿 ACβ曲線變 化;當快速冷卻時,原始β相成分不發生變化,晶體 結構變 化 為 密 排 斜 方 晶 格,生 成 馬 氏 體 α′.圖 １ 中 Ms 和 Mf 分別為馬氏體相變開始溫度和馬氏體轉變終了溫度.一般來說,β穩定 元 素 含 量 越 高, 相變過程中 晶 格 改 變 的 阻 力 越 大,轉 變 的 過 冷 度 越大,Ms 及 Mf 點越低,Ms 點 降 至 室 溫 時 的 β穩 定元素的濃度稱為臨界濃度(Ck).當合金中β穩 定元素的濃度低于 臨 界 濃 度,β相 快 速 冷 卻 時(水 冷或油冷)轉變為馬氏體,緩慢冷卻時(爐冷)析出 α＋β相.當合金中β穩定元素的濃度大于臨界濃 度,且冷卻速度不夠快時,β相則轉變為 ω相;快速 冷卻時轉變為亞穩β相;緩慢爐冷時β相也會析出 α相從而形成α＋β組織[５]. 

１．２ β相緩慢冷卻過程中的α相變

α相的析出過程是一個形核、長大的過程,形核 位置、晶核數量、長大速率與合金成分及冷卻條件有 關.當冷卻速率很慢時,由于產生的過冷度很小,晶 核只能在晶界上形成并生長為板條狀α.晶界上的 晶核也會向晶內生長,形成位向相同、相互平行的長 條狀組織,一般稱為平直α組織.當冷卻速率不夠 慢,則在晶粒內部也可以形核,晶核長成獨自的α片 叢.α片叢的大小受諸多因素影響,加熱溫度越高、 保溫時間越長、β穩定元素含量越多、β相變溫度越 低、冷卻速率越慢以及在β相區的變形加工量越小, 形成的α片叢越大[５].

１．３ 加熱過程中亞穩β相的分解 

亞穩β相的分解過程是很復雜的.在加熱溫度 較低時,合金元素發生偏聚,β相分離為溶質原子貧 化區和溶質原子富集區.進一步提高溫度或延長時 效時間,視β相化學成分的不同,從β貧化區析出 ω 或α,然后分解為平衡的α相和β相,即:β亞 →β富 ＋ β貧 (β′),β貧 →α→α＋β,β富 →α＋β.在分解反應中, β富 和β′具有相同的晶格,粒子極小且均勻彌散,β′分 解產生的α相也細小彌散.當β相從高溫冷卻,在 冷卻速率不是很慢時也會發生上述反應,析出彌散 的質點,但反應不能充分進行.對于 α＋β型鈦合 金,如 TC１８,當合金中β相含量(體積分數,下同)為 ３０％~５０％時,其淬火后得到亞穩β相和亞穩β相 分解產生的少量彌散α相.β型鈦合金中的亞穩型 鈦合金和近β型鈦合金在單相區固溶,水冷后可將 高溫β相保留至室溫,得到亞穩β相,經時效處理后 可析出彌散分布的α和β相[５]. 

２ 試驗方法 

β型鈦合金交貨時的組織為單相等軸β,無初 生α,因此金相法測試相變溫度需要對試樣進行預熱處理以形成初生 α.根據相變理論,β型鈦合金 加熱到β相區后緩慢冷卻或經一定的時效處理都 能析出初生α. 

該試驗采用將試樣加熱到β相區后緩慢冷卻的 預熱處理,得到初生α.在該組織的相變溫度附近 加熱淬火,晶內的初生α板條先溶解,晶界上的初生 α板條后溶解.晶界上板條α含量小于１％和等于 ０％的相鄰溫度區間即為β型鈦合金相變溫度區間. 由于β型鈦合金存在微區成分偏析,局部區域相變 溫度會升高,因此預熱處理的保溫溫度選擇在理論 β轉變溫度之上３０~５０ ℃.

試驗材料為西北有色金屬研究性集團提供的棒 材或鍛件,試樣尺寸為?１０mm×１０mm.選取常 見的 近 β 型 和 亞 穩 β 型 鈦 合 金 典 型 牌 號 TC１８, TB６,TB３,TB８進行相變溫度測試,其熱處理工藝 見表１.試樣預熱處理后保溫６０min,淬火處理后 保溫４０min,淬火溫度間隔為５ ℃,介質為水,淬火 試樣轉移時間不超過５s.將熱處理后的試樣制成 金相試樣,使用奧林巴斯 GX５１型倒置光學顯微鏡 觀察組織的變化.

３ 結果與討論 

３．１ 預熱處理后β型鈦合金的組織變化 

預熱處理后不同β型鈦合金的顯微組織形貌如 圖２所示,可見其組織均為初生α＋β,初生α以板 條形態分布在原始β晶內和晶界上.根據平衡相變 理論,從β相區緩冷至相變點以下４０~５０ ℃,就可 析出滿足試驗測試要求的板條α相,但板條α相的 數量少不便于觀察.通過預熱處理后,從β相區爐 冷至６５０℃空冷析出的板條α和從β相區爐冷至室 溫析出的板條α大小相當,能夠滿足試驗觀察的要 求,同時也減少了預熱處理的時間.

３．３ TB６的相變溫度

 TB６經淬火水冷處理后的顯微組織形貌如圖 ４所示.淬火溫度為７８０,７９０,８００℃時,試樣組織 為晶界板條α＋晶內板條α＋亞穩β;８０５ ℃淬火后 晶界上有少量未溶解的條狀初生α,其體積分數為 ０．３％,晶內 為 針 狀 α′;８１０ ℃ 淬 火 后 顯 微 組 織 為 α′.由 此 可 知,TB６ 鈦 合 金 的 相 變 溫 度 區 間 為 ８０５~８１０ ℃. 

３．４ TB３的相變溫度 

TB３的淬火溫度選擇７６０~７９０ ℃,其經淬火 水冷處理后的顯微組織形貌如圖５所示.７８５ ℃淬 火后在亞穩β晶界上存在短棒狀的初生 α,體積分 數為０．７％.７９０℃淬火后組織為亞穩等軸β晶粒＋ 晶內黑色點狀氧化物,無初生α,黑色點狀氧化物高 倍下為實心圓點,其形態特征有別于板條 α.由此 可知,TB３鈦合金的相變溫度區間為７８５~７９０ ℃.

３．５ TB８的相變溫度 

TB８的淬火溫度選擇８００~８８５ ℃,其經淬火 水冷處理后的顯微組織形貌如圖６所示.TB８試 樣在８５０,８６０,８７０℃淬火后的初生α體積分數分別 為２．８％,１．５％,０．８％.試樣在８８０ ℃淬火后,亞穩β 晶界還存 在 細 小 的 短 棒 狀 初 生 α,其 體 積 分 數 為 ０．５％.８８５ ℃淬火后亞穩β相上短棒狀的初生α消 失,第二相析出物在晶內呈圓圈狀,形態和大小近似 于時效析出的球狀α.由此可知,TB８鈦合金的相 變溫度區間為８８０~８８５ ℃.

３．６ 綜合分析 

β型 鈦 合 金 相 變 溫 度 的 測 試 方 法 一 般 參 照 GB/T２３６０５－２００９«鈦合金β轉變溫度測定方法», 該標準方法應用于β型鈦合金存在以下不足:

(１)該方法不能涵蓋β型鈦合金所有熱處理狀 態,只適用于有初生α的熱加工態和時效態鈦合金, 不適用于固溶態鈦合金.固溶態β型鈦合金的組織 為單相等軸β,在相變溫度以下加熱淬火時,由于保 溫時間只有４０min,β晶粒雖然能析出初生α,但量 非常少,在光學顯微鏡下觀察到的組織仍為單相等 軸β,觀察不到初生α的變化,因此無法測定固溶態 β型鈦合金的相變溫度. 

(２)測定的β型鈦合金相變溫度穩定性差,同 一批號同一爐號不同實驗室測得的相變溫度值相差 ２０~３０ ℃.β型鈦合金中加入了大量的β穩定元 素,合金元素和雜質元素含量較高,導致某些牌號的 材料中含有高熔點金屬氧化物雜質,如 TB３中存在 一定量鉬和釩的球狀氧化物;有的β型合金在相變 溫度附近熱處理時會生成高熔點的第二相,如βＧC 合金中會析出鉻化物,該試驗中 TB８鈦合金在相變 點附近的溫度區間析出了和初生α大小相當的球狀 第二相;某些淬透性差的合金在淬火冷卻過程中,總 會析出一定量的球狀 α,如 TC１８鈦合金在相變溫 度以上１０ ℃淬火后就會析出球狀初生α.這些夾 雜、第二相與β型合金時效析出的α相的大小和形 態相似,給相變點測試過程中初生α的觀察帶來了 干擾,使得測試值存在不可靠、不穩定的問題. 

(３)GB/T２３６０５－２００９中規定初生α含量小 于３％的試樣所反映的溫度為相變溫度,但這個相 變溫度值不能滿足精準測定相變溫度的要求,遠小 于真值.鈦合金的相變溫度區間也稱β轉變溫度區 間,是指在相變點測試過程中,鈦及鈦合金組織中α 相完全消失和未完全消失的相鄰溫度區間[４].測定 相變溫度區間下限時的初生α對合金的成分非常敏 感,同一牌號,不同爐次的材料,由于合金元素和雜 質元素的波動,對應的初生α含量也不同.８５０ ℃ 測得的 TB８ 鈦 合 金 中 初 生 α 含 量 小 于 ３％,按 照 GB/T２３６０５－２００９,其 相 變 溫 度 區 間 為 ８５０~ ８５５ ℃,而 實 際 測 得 的 相 變 溫 度 區 間 為 ８８０~ ８８５ ℃,低于真值３０ ℃. 

上述測試結果表明,板條狀初生α的形態能有 效區別于淬火冷卻中亞穩β析出的球狀初生 α、合 金高溫下析出的第二相以及熔煉過程中的難熔金屬 雜質.通過預熱處理調整初生α形態,可有效去除 雜相的干擾,保證金相法測定β型鈦合金相變溫度 值的穩定性.也解決了固溶態β鈦合金無初生α的 問題,同時也調整了熱變形和時效態初生α的形態, 為下一步準確測量相變溫度提供了基礎.由于初生 α的大小與合金成分有關,在觀察晶界初生α時可 選擇２００倍或更高的放大倍數.

β型鈦合金相變點的測試結果表明:各典型鈦 合金相變溫度區間的下限溫度對應的晶界板條α含 量小于１％,因此定義晶界板條α含量小于１％和等 于０％ 對應的溫度區間為 β型鈦合金相變溫度區 間,該相變溫度區間更加接近真值,為近β型鈦合金 的鍛造提供了保障. 

通過對 TC１８,TB６,TB８,TB３鈦合金相變溫度 測試結果的分析,證明該β型鈦合金相變溫度金相 測試方法切實可行,解決了現有標準方法的不足. 同 時,測 得 材 料 的 相 變 溫 度 范 圍 高 于 GB/T ２３６０５－２００９附錄 A 中提供的相變溫度范圍,后者是按合金牌號的名義成分,通過相變點計算法給出 的.而β型鈦合金的主體成分范圍比較寬,不同生 產單位同一牌號的β型鈦合金的成分配比也是不一 樣的,測得的相變溫度會在資料給出的范圍內波動 也是正常的.

４ 結論 

(１)β型鈦合金相變溫度的新金相測試方法為: 對試樣進行預熱處理,在 理 論 相 變 溫 度 以 上 ３０~ ５０℃保溫４０min爐冷至６５０℃后空冷.然后觀察晶 界上的板條α,晶界板條α含量小于１％和等于０％對 應的溫度區間即為β型鈦合金的相變溫度區間. 

(２)通過對 TC１８,TB６,TB３,TB８鈦合金相變 溫度進行測試,證明該金相測試方法切實可行,解決 了現有 GB/T２３６０５－２００９ 標 準 決 定 測 試 方 法 的 不足.

參考文獻: 

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[３] 盛險峰,丁志文,朱益蟠．熱變形量和熱處理工藝對 Ti５Al５Mo５V１Cr１Fe鈦合金 組 織 和 性 能 的 影 響 [J]． 金屬學報,１９９９,３５(增刊１):４６５． 

[４] 馬紅征,翟通德,石科學,等．金相法測定鋯錫和鋯鈮 系鋯 合 金 的 相 變 溫 度 [J]．理 化 檢 驗 (物 理 分 冊), ２０１８,５４(２):１１５Ｇ１１８． 

[５] 鮑利索娃．鈦合金金相學[M]．陳石卿,譯．北京:國防 工業出版社,２０１３．

<文章來源  > 材料與測試網 > 期刊論文 > 理化檢驗－物理分冊 > 56卷 > 2期 (pp:15-20)>