王庆娟，吴金城，王 伟，杜忠泽，尹仁锟

(西安建筑科技大学 冶金工程学院，西安 710055)

近β钛合金具有高的比强度和良好的韧性，广泛应用于航空航天等领域，其力学性能与时效过程中的微观组织演变密切相关[1-4]。近β钛合金属于时效强化型合金，时效过程中会析出尺寸细小的α相，产生的β/α界面能够阻碍位错的运动，从而强化合金[5-6]。近β钛合金等温相转变具有多样性和复杂性的特点，在不同的时效温度下会析出不同的相转变产物，低温时效时会析出等温ω相(又称热ω相)，高温时效时会直接析出α相[7-10]。等温ω相主要是由β相中{111}面坍塌而形成的，其结构取决于{111}β面的坍塌程度，当{111}β面部分坍塌时为三角结构，完全坍塌时为六方结构[7]。等温ω相的形状与ω/β的错配度有关，一般呈椭球状或立方状，尺寸约数十纳米[11-12]。尺寸细小且弥散分布的等温ω相能够为α相的析出提供优先形核的质点，从而促进时效过程中α相的均匀析出，显著提高合金的强度[13-15]。国内外许多研究人员已经对不同合金中的ω相转变进行了系统的研究。Li等[16]对Ti-6554合金的ω相转变进行了详细的研究，研究发现时效初期和后期的ω相的尺寸和成分存在一定差异，并且发现等温ω/β界面上的富O区会促进α相的析出。Nag等[10]研究了Ti5553合金时效时ω相辅助形核的转变机制、元素分配和微观结构演变。合金的力学性能取决于时效过程中ω相和α相的演变特征，而相转变特征又与时效温度和时间密切相关。因此，研究不同时效工艺参数下ω相和α相的相转变特征及关系对合金性能的提高具有重要意义。

本工作所用合金为自主研发的Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Fe-Nb超高强β钛合金，对该合金等温处理过程中的ω相转变和辅助形核α相的机制进行了系统的研究。通过多种显微表征手段研究了时效过程中ω相和α相的析出行为，揭示了ω相和α相的转变特征与力学性能之间的关系，为时效工艺参数的优化提供了重要依据。

1 实验材料与方法

本工作采用的是自主研发的Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Fe-Nb近β型超高强β钛合金，相变温度为(785±5) ℃[17-21]。经固溶时效处理后，该合金的抗拉强度大于1300 MPa，伸长率大于10%。与Ti-1023合金相比，该合金具有更好的强塑性匹配，而且添加少量的合金元素Fe，既保证了合金的高强度和韧性，又降低了大批量生产的成本[17-18]。合金成分如表1所示。合金铸锭经过锻造和轧制后加工成φ12.5 mm的棒材，取φ12.5 mm×10 mm的圆柱试样用于热处理实验。试样加热至800 ℃(β单相区)固溶30 min，随后空冷至室温。固溶后的试样分别在300，400，500 ℃保温0.5～50 h，空冷至室温，具体的实验过程如图1所示。实验采用OLYMPUS-PMG3型光学显微镜、Supra-55型扫描电子显微镜和Tecnai-F30型透射电子显微镜观察合金等温时效后的微观组织和相转变特征，使用布鲁克D8-Advance型X射线衍射仪分析合金中的相组成，401MVD型维氏硬度计分析合金时效时的硬化特性，合金的室温拉伸性能测试在WDW100型电子拉伸试验机上进行。

表1 Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Fe-Nb超高强β钛合金的化学成分(质量分数/%)Table 1 Chemical compositions of Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Fe-Nb ultra-high strength β titanium alloy (mass fraction/%)

2 结果与分析

2.1 等温相转变

图2为合金在β相变点温度以上进行固溶处理(800 ℃/30 min, AC)后的金相显微组织和XRD衍射图。由图2(a)可以看出，合金经固溶处理后为等轴状β晶粒，尺寸为30～60 μm。由图2(b)可以看出，合金固溶后只含有β相，未出现α相衍射峰，为单一的β相组织。

图2 合金固溶处理后显微组织(a)及XRD谱图(b)Fig.2 Microstructure (a) and XRD pattern (b) after solution treatment of alloy

图3 合金固溶后300 ℃时效4 h的显微组织(a)TEM图；(b)选区衍射图；(c)HAADF-STEM图Fig.3 Microstructures of the alloy after solution and ageing at 300 ℃ for 4 h(a)TEM image;(b)electron diffraction pattern of selected area;(c)HAADF-STEM image

图4 等温ω相转变示意图 (a)β相；(b)ω1相；(c)ω2相Fig.4 Schematic illustrations of the transformation of ω phase (a)β phase；(b)ω1 phase；(c)ω2 phase

图5 合金固溶后300 ℃时效50 h的显微组织(a)选区衍射图；(b)TEM图；(c)HAADF-STEM图Fig.5 Microstructures of the alloy after solution and ageing at 300 ℃ for 50 h(a)electron diffraction pattern of selected area;(b)TEM image;(c)HAADF-STEM image

图6(a)为合金固溶后400 ℃时效8 h的选区衍射图。由图可以观察到清晰明亮的β相衍射斑点，在β相衍射斑点的1/2位置处存在明显的α相衍射斑点，同时在β相衍射斑点的1/3和2/3位置处存在微弱的ω相衍射斑点，表明合金400 ℃时效8 h后β相、α相和ω相共存，α相的含量较多，ω相的含量较少。套取图6(a)中的衍射斑点DF1和DF2，与之相对应的暗场像如图6(b)，(c)所示。套取的衍射斑点DF1同时含有ω相和α相的衍射斑点，由图6(b)可以看出ω相和α相相互接触，α相依附着ω相。α相的析出与ω相密切相关，ω相协助α相形核，为α相提供了优先形核的位置，形核位置在ω相和α相的界面处。α相之所以在β/ω界面处析出，是因为低温时效时，随着时效时间的延长，ω相发生长大，而ω相长大的同时伴随着ω相非稳定元素(O, Al, Mo, V和Cr)的排出，排出的α稳定元素(Al)在ω相附近聚集，促进了α相的形核和长大[7,16,24]。同时时效过程中ω相的析出提高了晶格错配度，导致β/ω界面处产生大量位错，为α相的析出提供了优先形核的质点[20]。

图6(c)是DF2相对应的暗场像，由图可以观察到长20 nm左右，宽度约5 nm的α相均匀弥散地分布在β基体中，相邻α相之间呈90°夹角分布。这些α相直接在β基体中析出，没有过渡相(ω相)的协助。与常见的由β基体上直接析出的α相呈60°夹角不同，该合金析出α相夹角呈90°，其原因可能是在α相析出初始阶段，纳米级的α相以相互平行和垂直的方式析出，随着时效温度的升高，从相互垂直析出的α相的侧面又以60°夹角析出α相，从而呈现出常见的典型“V”字形α相形貌[25]。

图6 合金固溶后400 ℃时效8 h的显微组织(a)选区衍射图；(b)DF1暗场像；(c)DF2暗场像Fig.6 Microstructures of the alloy after solution and ageing at 400 ℃ for 8 h(a)electron diffraction pattern of selected area;(b)DF1 dark field image;(c)DF2 dark field image

综上所述，合金在低温时效时，由于时效温度低，合金中溶质原子扩散速度慢，没有足够的相变驱动力析出α相，次生α相不能直接从β基体中析出。合金的β稳定元素浓度在ω相析出的临界浓度范围内，因此在低温时效初期会析出细小的颗粒状等温ω相，等温ω相会为α相的析出提供优先形核的质点，促进时效过程中α相的析出，从而完成低温时效时β相向α相的转变。

图7(a)为合金固溶后400 ℃时效8 h和12 h的XRD谱图。由图可以看出400 ℃时效8 h和12 h时ω相衍射峰和α相衍射峰共存，表明400 ℃时效12 h后合金内部仍存在ω相。随着时效时间的延长，α相的含量增加。图7(b)为合金固溶后500 ℃时效0.5 h的XRD衍射图。由图可以看出只存在β相和α相衍射峰，未出现ω相衍射峰，表明合金500 ℃时效0.5 h后析出了α相，未析出ω相。高温时效过程中α相直接从β基体中析出，没有ω相的协助。图8为合金在400 ℃和500 ℃时效12 h的显微组织。对比图6(b)和图8(a)可以看出，合金在400 ℃时效时，随着时效时间的延长，短棒状α相发生长大。当时效时间延长至12 h时，短棒状α相的长度为100 nm左右，宽约25 nm。合金500 ℃时效12 h时，针状α相彼此相交，夹角为60°，呈“V”字形均匀分布在β基体中(图8(b))。合金在400 ℃时效时，ω相协助析出纳米级尺寸的短棒状α相；500 ℃时效时，针状α相直接从β基体中析出。两种温度下α相的析出机制不同，因此α相的形貌也会存在差异，进而影响合金的力学性能。

图7 合金固溶后400 ℃ (a)和500 ℃ (b)时效不同时间的XRD谱图Fig.7 XRD patterns of alloys aged at 400 ℃ (a) and 500 ℃ (b) for different time after solution treatment

图8 合金时效后SEM显微组织 (a)400 ℃,12 h;(b)500 ℃,12 hFig.8 SEM microstructures after ageing (a)400 ℃,12 h;(b)500 ℃,12 h

2.2 合金的力学性能

图9为合金在300～500 ℃时效不同时间的合金硬度变化曲线。300 ℃时效4 h时，β基体内开始析出等温ω相，硬度明显增加；随着时效时间的延长，合金的硬度持续增加，但硬化程度较低，硬化速度较慢，这是因为合金在300 ℃时效时析出的ω相数量少，尺寸小，直到时效50 h时也未析出细小的α相，所以该温度下合金的硬化程度有限。合金400 ℃时效时析出大量等温ω相，与300 ℃时效相比等温ω相的尺寸也明显增加，使得合金的硬度显著增加，硬化速度快。随着时效时间的延长，ω相协助析出尺寸细小的α相(图6(b))，合金的硬度持续增加，在时效8 h时达到峰值，最大硬度值为425.8HV，当时效时间超过8 h，合金的硬度减小，这是因为大部分ω相已经转变为α相并且先析出的α相发生明显长大和粗化(图8(a))。时效温度越高，硬化程度越小。合金500 ℃时效12 h时，呈60°夹角排列的针状α相均匀地分布在β基体内(图8(b))，合金的硬度达到峰值(347.9HV)，随着时效时间的延长，合金的硬度减小。

图9 合金不同温度时效时硬度-等温时间关系曲线Fig.9 Curves of hardness-isothermal time of alloy at different ageing temperatures

图10为合金在固溶及不同温度时效后的拉伸性能，从图中可以看出，与时效后的合金相比，固溶态合金的抗拉强度最低(828.9 MPa)，伸长率(18.56%)最高。这是因为合金经固溶处理后，合金的成分更加均匀，消除了之前轧制过程中产生的大量缺陷，所以合金的强度减小，伸长率提高。合金在β单相区固溶后获得单一的β相组织，β相为体心立方结构，与密排六方结构的α相相比，β相的滑移系多，塑性好[26]。合金经时效处理后强度明显增加，塑性显著减小。合金400 ℃时效12 h后抗拉强度为1716.1 MPa，伸长率为2%。这是因为合金在400 ℃时效初期析出了纳米级的ω相，为α相的析出提供了优先形核的质点，促进析出尺寸细小的α相。尺寸细小的ω相和α相均匀弥散地分布在β基体中，产生了大量的ω/β和α/β界面，这些界面阻碍了位错的运动，使得合金的强度高，塑性差[5,15]。合金500 ℃时效时未析出ω相，针状α相直接从β基体中析出。合金500 ℃时效12 h的抗拉强度为1439.8 MPa，伸长率为9.84%，具有良好的强塑性匹配。

图10 固溶及不同温度时效后合金的拉伸性能Fig.10 Tensile properties of alloy after solution treatment and ageing at different temperatures

3 结论

(1)合金300 ℃时效时只析出ω相，随时效时间延长，等温ω相长大。400 ℃时效时，合金内部先析出尺寸细小的等温ω相，ω相协助α相在β/ω相界面处形核。合金500 ℃时效时未析出ω相，α相直接从β基体中析出。析出的针状α相尺寸细小，呈“V”形均匀地分布在β基体中。

(2)合金固溶空冷后为单一bcc结构的β相组织，滑移系多，塑性好，使得合金的抗拉强度低(828.9 MPa)，伸长率(18.56%)高。400 ℃时效时，合金内大量的ω/β和α/β界面阻碍位错的运动，显著提高合金的硬度和强度。400 ℃时效8 h时合金的硬度达到最大值(425.8HV)，时效12 h时抗拉强度为1716.1 MPa。500 ℃时效12 h时合金的抗拉强度为1439.8 MPa，伸长率为9.84%，具有良好的强塑性匹配。