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(1.貴州大學 材料與冶金學院,貴州 貴陽 550025；2.貴州省材料結(jié)構(gòu)與強度重點實驗室，貴州 貴陽 550025)

0 引言

鈦合金由于具有低密度、高比強度、耐腐蝕、耐熱性好等優(yōu)點而被廣泛用于航空、航天、石油、艦船、醫(yī)學設(shè)備等各個領(lǐng)域。固溶和時效工藝是提高近β型鈦合金性能的重要方法，近β型鈦合金在此過程中的相變較為復雜，組織和性能對熱處理工藝比較敏感[1]。因此可以通過調(diào)節(jié)溫度參數(shù)控制顯微組織，改變α相與β相的分布、體積比以及析出相的尺寸和形貌，從而獲得不同的性能組合[2,4]。冷卻速率對鈦合金組織形貌和相結(jié)構(gòu)有很大影響，特別是對α相的厚度、α集束尺寸和形貌特征等影響較為明顯。對近β合金而言，固溶處理后的冷卻速率大小對后期時效后的性能也有影響。所以本文以西北有色院近年自主研發(fā)的新型超高強度鈦合金Ti-1300合金為研究對象。Ti-1300合金是一種典型的近β型鈦合金，可鍛性和淬透性好，強化效應高，在1 300 MPa強度級別下塑性和韌性匹配良好，比近β型鈦合金B(yǎng)T22，Ti-1023具備更優(yōu)良的力學性能，可應用在高強度的航空結(jié)構(gòu)件中[2,3,5]。作為一種新型合金，目前對Ti-1300合金的研究還比較少，使之在各個領(lǐng)域的應用受到了限制。因此，本文系統(tǒng)研究了冷速對合金的顯微組織、相結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變和顯微硬度的影響規(guī)律，以期為合金的推廣應用提供理論依據(jù)。

1 實驗材料與方法

圖1 Ti-1300合金的原始狀態(tài)下的顯微組織

實驗用原材料為近β型Ti-1300合金，合金采用真空自耗電弧熔煉爐三次熔煉，以確保成分均勻，然后在兩相區(qū)鍛造為直徑12 mm的棒材。合金的原始組織如圖1所示。通過金相法測到合金的相變溫度在830℃左右。通過線切割從棒材取尺寸φ5×25 mm試樣若干。然后在德國耐馳公司DIL402熱動靜態(tài)膨脹儀上進行加熱、保溫和冷卻實驗。將試樣從室溫加熱到相變點以上850℃,保溫1 h，再分別以0.01℃/s、0.1℃/s、0.3℃/s、0.5℃/s、1.0℃/s的速度冷卻到室溫。冷卻后的金相試樣經(jīng)砂紙粗磨，細磨后用金剛石粉末拋光，然后采用HF∶HNO3∶H2O體積比為1∶3∶6的腐蝕劑進行腐蝕，再利用Leica DMI5000M金相顯微鏡觀察顯微組織，用PANalytical X’Pert PRO的X射線衍射儀進行物相分析，具體條件為：Cu Kα，管壓40kV，管流40 mA，起始角：30°-80°。最后，在HVS-1000型顯微硬度計上進行組織硬度測試10次，并求平均值為顯微硬度值。

2 結(jié)果與討論

2.1 應變量變化曲線分析

圖2為Ti-1300合金在不同冷速下線應變量隨溫度的變化。由圖可以看出，隨冷卻過程的進行，Ti-1300合金的線應變量逐漸發(fā)生了變形，表明在連續(xù)冷卻時發(fā)生了相變。再對溫度求導，得到合金的應變量變化速率隨溫度的變化規(guī)律。

圖2 不同冷速下線應變量隨溫度的變化和不同冷速下線應變速率隨溫度的變化

如圖2(b)所示，隨著冷卻速率增大，相變的最大程度對應溫度向下移動。圖3為Ti-1300合金在連續(xù)冷卻過程中線應變量變化的示意圖。當溫度到達Q點時，在不發(fā)生相變的情況下其膨脹系數(shù)為一定值，膨脹曲線將沿虛線QA所示路徑延伸。假設(shè)溫度到達O點所對應溫度時，膨脹曲線應到達A點，但在有相變發(fā)生的情況下，曲線沿QO到達了O點，那么可知AO段就是相變所帶來的膨脹量變化。同理，相變后完成后膨脹系數(shù)改變，膨脹曲線沿虛線BP所示路徑變化。假設(shè)在O點所對應溫度時相變已經(jīng)全部完成，那么由PB段逆推，得到此處相變所引起的膨脹量變化應為AB。則根據(jù)杠桿定理，在O點所對應溫度時α相轉(zhuǎn)變體積分數(shù)f(T)可以表示為：

(1)

利用上述的杠桿定律，可以獲得Ti-1300合金在連續(xù)冷卻過程中新相的體積分數(shù)隨溫度的變化。由圖4可知，當冷卻速率為0.01℃/s和0.1℃/s時，合金開始相變的溫度在640℃以上；當冷卻速度為0.5℃/s、1.0℃/s時，合金在580℃左右開始相變；而0.3℃/s時的相變開始溫度為600℃?？梢钥闯?，隨著冷卻速度的加快，相變的開始和結(jié)束溫度逐漸下降。

2.2 顯微組織和相結(jié)構(gòu)

圖5是Ti-1300合金在850℃保溫1 h后分別以0.01℃/s、0.1℃/s、0.3℃/s、 0.5℃/s、1.0℃/s的速度冷卻至室溫后獲得的顯微組織形貌?？梢钥吹?，當冷速為0.01℃/s時，α相從原始的β晶界向晶內(nèi)生長，形成層片狀或針狀組織，分布在原始β晶粒與晶界上。當冷速為0.1℃/s時，層片狀或針狀α相密集分布在原始β晶界上和晶粒內(nèi)部，與冷速0.01℃/s時相比，組織明顯變小，變細。當冷速增加到0.3℃/s，原始β晶界變得模糊，不連續(xù)，針狀α相在晶界周圍析出，且晶粒內(nèi)部出現(xiàn)殘留的β相。當冷速為0.5℃/s時，殘留的β相增加，原始β晶界周圍分布著細針狀的α相組織。當冷速為1.0℃/s時，殘留的β相進一步增加，成為金相組織的主要成分，針狀的α相組織也變得更加細小，分布范圍收縮至原始β晶界附近。

圖5 不同冷速下所得到的室溫組織

圖6 不同冷速下所得室溫組織的XRD衍射圖像

圖6為Ti-1300合金在850℃保溫1h后不同冷速試樣的XRD圖譜。由圖可以看出，隨冷卻速率增加，能明顯看到兩個主峰在相對高度上β(110)逐漸漲高，相應地α(002)逐漸低落、消失?？梢耘袛喑?，此過程中亞穩(wěn)β相越來越多，而α相越來越少；當冷速達到1.5℃/s時，α相已經(jīng)幾乎消失。這個結(jié)果與前述圖5所示顯微組織形貌相吻合。

當Ti-1300合金以低于臨界冷卻速率的冷速冷卻時，會發(fā)生β→α相變。由于晶界處缺陷較多，能量較高，顯微組織成分起伏、結(jié)構(gòu)起伏、能量起伏最大，容易滿足形核所需的成分、結(jié)構(gòu)與能量起伏條件。因而當自由能大于相變驅(qū)動力時，原始β晶界上率先開始形核。α晶核形成后，伴隨原子的擴散不斷長大，而當溫度不斷下降，原子擴散能力會逐漸減弱，這使得高溫下先形成的α相組織更為粗大，低溫下后形成的α相組織則相對細小。所以，當冷卻速率較慢時，合金元素在高溫下充分擴散，得到相對粗大的片層狀α相；冷卻速率較快時，獲合金元素擴散不充分，所獲得的α相組織也為更細小的針狀?？梢灾溃S著冷速的增加，室溫下Ti-1300合金組織中的α相將逐漸減少；相對的，未轉(zhuǎn)變的β相逐漸增多。

2.3 顯微硬度

圖7 Ti-1300合金的顯微硬度隨冷速的變化

圖7為Ti-1300合金的顯微硬度隨冷速速度的變化情況。由圖可知，當冷速逐漸增加，合金的顯微硬度先升高再降低。當冷速為0.01℃/s時，合金在高溫下的時間長，原子擴散充分，獲得的片層狀α相組織較為粗大，相應的晶界數(shù)量較少，對塑性變形時位錯運動產(chǎn)生的阻礙也小，使得該冷速下的合金硬度較低。隨著冷速增加，過冷度的增加提高了形核率，而合金在高溫下停留的時間縮短，獲得的α相片層也趨向細長和密集，開始呈現(xiàn)針狀，相應的晶界數(shù)量變多，位錯運動受阻增加，合金硬度增大。當冷卻速率進一步增加，α相的析出繼續(xù)減少，合金的室溫組織中開始出現(xiàn)未轉(zhuǎn)變的β相。體心立方結(jié)構(gòu)的β相有著更多的滑移系，更利于塑性變形中的位錯運動。因而伴隨冷速增加，合金的室溫組織中β相的比例提高，合金的硬度也不斷下降。

3 結(jié)論

1)冷卻速率影響Ti-1300合金的相變開始點。冷速越快，相變開始點越低。

2)冷速越快，室溫下Ti-1300合金組織中的α相越少，越細密；相對的，未轉(zhuǎn)變的β相則越多。

3)在室溫組織中出現(xiàn)未轉(zhuǎn)變β相之前， Ti-1300合金的顯微硬度隨冷速加快而升高；出現(xiàn)未轉(zhuǎn)變β相后，顯微硬度隨冷速加快而降低。

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