費 躍，王新南，朱知壽，商國強，李 靜，祝力偉

(北京航空材料研究院，北京 100095)

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新型鈦合金連續(xù)加熱過程中的相變研究

費 躍，王新南，朱知壽，商國強，李 靜，祝力偉

(北京航空材料研究院，北京 100095)

采用熱膨脹法和金相法研究了以5 ℃/min的加熱速率連續(xù)加熱某Ti-Al-Mo-Cr-Zr-Si系新型鈦合金過程中的相變過程、組織演變規(guī)律以及α相→β相的轉(zhuǎn)變速率。結(jié)果表明：該合金連續(xù)加熱過程中，在280～505 ℃溫度范圍內(nèi)，板條狀α相逐漸長大，且含量逐漸增多，發(fā)生β→α相變；在505～610 ℃溫度范圍內(nèi)，板條狀α相變細、變短，發(fā)生由短程擴散控制的α→β相變，此階段溫度對α相→β相的轉(zhuǎn)變速率影響不大；在610～930 ℃溫度范圍內(nèi)，板條狀α相含量明顯減少，直至消失，發(fā)生由長程擴散控制的α→β相變，此階段α相→β相的轉(zhuǎn)變速率隨著溫度的升高明顯加快，當溫度達到900 ℃時，α相→β相的轉(zhuǎn)變速率逐漸減緩。

新型鈦合金；連續(xù)加熱；相變；顯微組織

0 引 言

高減重、長壽命和低成本是新一代飛機設(shè)計與應(yīng)用中遵循的目標。鈦合金以其良好的綜合性能而成為國內(nèi)外航空用材料研究的焦點[1-2]。目前，北京航空材料研究院已成功研發(fā)出一種Ti-Al-Mo-Cr-Zr-Si系新型α+β兩相鈦合金。該合金經(jīng)過熱處理后，具有良好的強度(抗拉強度Rm≥1 000 MPa)-塑性(延伸率A5≥10%)-韌性(斷裂韌度KIC≥60 MPa·m1/2)-疲勞性能(當應(yīng)力集中系數(shù)Kt=1，應(yīng)力比R=0.1，疲勞壽命N=107周時，疲勞極限σD≥700 MPa)的匹配，易于加工成形[3-5]。

鈦合金組織特征強烈依賴于其熱處理參數(shù)，而合金的組織演變又取決于合金在熱處理過程中復(fù)雜多樣的相變過程，不同的熱處理參數(shù)會使合金中相的種類、數(shù)量、形貌、尺寸、分布等不同，從而引起性能的變化[6-10]。了解和掌握鈦合金中的相變規(guī)律，運用這些規(guī)律調(diào)整熱處理工藝參數(shù)來改變合金組織，從而挖掘合金的性能潛力是極為重要的，并且對于新型鈦合金的設(shè)計和開發(fā)具有重要的指導(dǎo)意義。對鈦合金而言，合金中α相和β相的點陣常數(shù)及點陣結(jié)構(gòu)不同，使得膨脹系數(shù)不同，在連續(xù)加熱過程中，若發(fā)生固態(tài)相變，必然會發(fā)生試樣體積、長度和熱膨脹系數(shù)的不連續(xù)變化，因此可以采用熱膨脹法研究合金連續(xù)加熱過程中的相變[11-13]。并且，由于相變過程中的膨脹可以認為是各向同性的，所以可以利用熱膨脹曲線實現(xiàn)α→β相變的定量計算，β相變體積分數(shù)可采用杠桿定律的方法確定[14-15]。在一定溫度下，β相轉(zhuǎn)變量與該溫度下的膨脹量成正比，其β相變體積分數(shù)計算公式如公式下。

(1)

因此，本研究采用熱膨脹法，并結(jié)合金相法，研究了某Ti-Al-Mo-Cr-Zr-Si系新型鈦合金在連續(xù)加熱過程中的相變過程、組織演變規(guī)律以及α相→β相的轉(zhuǎn)變速率，旨在為該合金的鍛造和熱處理工藝制定提供可靠的理論依據(jù)，為合金組織結(jié)構(gòu)的演變和預(yù)測提供重要的實驗依據(jù)。

1 實 驗

實驗所選用的原材料為經(jīng)準β鍛造的某Ti-Al-Mo-Cr-Zr-Si系新型鈦合金的鍛件，鍛態(tài)組織如圖1所示。從圖中可以看到交織分布的細小的板條狀α相。

圖1 新型鈦合金的鍛態(tài)組織Fig.1 Forging microstructure of a new titanium alloy

熱膨脹實驗采用型號為NETZSCH DIL 402 C的膨脹儀，選用φ7 mm×25 mm的圓柱狀試樣，以5 ℃/min的加熱速率將試樣從室溫加熱到980 ℃。

將金相試樣在熱處理爐中以5 ℃/min的加熱速率分別加熱到280、 390、505、555、610、765、920、930 ℃，然后快速水淬冷卻。選用Kroll試劑(V(HF)∶V(HNO3)∶V(H2O)=10∶ 20∶ 70)對金相試樣進行腐蝕，利用LEICA DMI3000 M 型光學(xué)顯微鏡觀察該合金經(jīng)不同溫度熱處理后的顯微組織。

2 結(jié)果與討論

2.1 新型鈦合金連續(xù)加熱過程中的熱膨脹行為分析

以5 ℃/min的加熱速率加熱新型鈦合金獲得的熱膨脹曲線如圖2所示。從圖中可以看出，合金的熱膨脹曲線上有4個特征溫度點，分別為280、505、610、930 ℃。連續(xù)加熱的開始階段，溫度較低，合金的膨脹量與加熱溫度呈線性關(guān)系；當溫度達到280 ℃后，合金的膨脹率稍有增加；當溫度超過505 ℃后，合金的膨脹率稍有下降；當溫度達到610 ℃后，膨脹率迅速升高；直至溫度升至930 ℃后，合金的膨脹量與加熱溫度再次呈線性關(guān)系。

圖2 新型鈦合金的熱膨脹曲線(加熱速率為5 ℃/min)Fig.2 Thermal dilatometric curve of a new titanium alloy (at 5 ℃/min heating rate)

根據(jù)相關(guān)文獻的介紹[16-18]，對于純鈦而言，發(fā)生α?β相變時，純鈦體積的變化率為0.17%±0.1%。當發(fā)生β→α相變時，純鈦體積膨脹，即合金膨脹率增加；當發(fā)生α→β相變時，純鈦體積收縮，即合金膨脹率減小。而對于鈦合金而言，發(fā)生α?β相變時，合金體積的改變不僅與α相和β相的點陣常數(shù)變化有關(guān)，還與β穩(wěn)定元素含量變化引起的合金β相點陣常數(shù)的改變有關(guān)。當發(fā)生α→β相變時，若β相成分變化僅發(fā)生在α相的附近區(qū)域，此時相變由短程擴散控制，則點陣常數(shù)變化導(dǎo)致的合金體積收縮起主導(dǎo)作用，即合金膨脹率減??；若β相中的β穩(wěn)定元素含量變化較大，且在整個晶粒中都發(fā)生變化，此時相變由長程擴散控制，則β穩(wěn)定元素含量變化引起的合金β相點陣常數(shù)改變而導(dǎo)致的合金體積膨脹起主導(dǎo)作用，即合金膨脹率增加。

綜上分析可以得出，該新型鈦合金連續(xù)加熱過程中， 在280～505 ℃溫度范圍內(nèi)，由于合金鍛態(tài)組織中β相的含量高于此溫度范圍內(nèi)平衡狀態(tài)時β相的含量，因此發(fā)生了β相→α相的轉(zhuǎn)變。在505～610 ℃溫度范圍內(nèi)，則發(fā)生了α相→β相的轉(zhuǎn)變，主要是由短程擴散控制的。在610～930 ℃溫度范圍內(nèi)，也發(fā)生了α相→β相的轉(zhuǎn)變，但主要是由長程擴散控制的。當溫度達到930 ℃后，組織為全β相，相變結(jié)束。

2.2 新型鈦合金連續(xù)加熱過程中的組織演變

圖3為以5 ℃/min的加熱速率加熱新型鈦合金過程中的顯微組織。

圖3 以5 ℃/min的加熱速率加熱新型鈦合金過程中的顯微組織Fig.3 Microstructures of a new titanium alloy during continuous heating at 5 ℃/min heat rate

從圖3可以看出，當加熱溫度為280 ℃(圖3a)時，與鍛態(tài)組織相比(圖1)，新型鈦合金的組織形貌未發(fā)生明顯變化，仍為細小的板條狀α相交織分布。隨著加熱溫度的升高，板條狀α相逐漸長大，含量逐漸增多，當加熱溫度達到505 ℃(圖3c)時，板條狀α相明顯變粗、變長，含量增加。說明該合金在280～505 ℃溫度范圍內(nèi)，發(fā)生了β相→α相的轉(zhuǎn)變。繼續(xù)升高加熱溫度(圖3d、e)，合金組織仍為典型的網(wǎng)籃組織，但板條狀α相變細、變短；當加熱溫度升高到765 ℃(圖3f)和920 ℃(圖3g)時，板條狀α相含量明顯減少；當溫度達到930 ℃(如圖3h)時，板條狀α相消失，有針狀馬氏體相析出。說明該合金在505～930 ℃溫度范圍內(nèi)，發(fā)生了α相→β相的轉(zhuǎn)變。2.3 新型鈦合金連續(xù)升溫過程中的β相變體積分數(shù)

利用公式(1)和圖2中的熱膨脹曲線可以獲得新型鈦合金連續(xù)加熱過程中β相變體積分數(shù)，如圖4所示。

圖4 新型鈦合金的β相變體積分數(shù)(加熱速率為5 ℃/min)Fig.4 The β phase transformed volume fraction of a new titanium alloy(at 5 ℃/min heating rate)

從圖4可以看出，當加熱溫度低于610 ℃時，轉(zhuǎn)變速率變化不明顯，進一步證明在505～610 ℃溫度范圍內(nèi)，發(fā)生的是由短程擴散控制的α→β相變；當加熱溫度超過610 ℃，轉(zhuǎn)變速率顯著增加，進一步證明該溫度下開始發(fā)生由長程擴散控制的α→β相變；當溫度達到900 ℃，轉(zhuǎn)變速率再次逐漸減慢，這是由于隨著加熱溫度的升高，α相含量逐漸減少，使得α相→β相的轉(zhuǎn)變量減少導(dǎo)致的。

3 結(jié) 論

(1)以5 ℃/min的加熱速率連續(xù)加熱新型鈦合金的過程中，在280～505 ℃溫度范圍內(nèi)，發(fā)生β→α相變；在505～610 ℃溫度范圍內(nèi)，發(fā)生由短程擴散控制的α→β相變；在610～930 ℃溫度范圍內(nèi)，發(fā)生由長程擴散控制的α→β相變。

(2)以5 ℃/min的加熱速率連續(xù)加熱新型鈦合金的過程中，在280～505 ℃溫度范圍內(nèi)，板條狀α相逐漸長大，變粗、變長，并且含量也逐漸增多；在505～610 ℃溫度范圍內(nèi)，合金組織仍為典型的網(wǎng)籃組織，但板條狀α相變細、變短；在610～930 ℃溫度范圍內(nèi)，板條狀α相的含量明顯減少，直至消失。

(3)新型鈦合金α相→β相的轉(zhuǎn)變速率在加熱溫度較低時，對加熱溫度不敏感，但當加熱溫度升高到610 ℃后，轉(zhuǎn)變速率顯著加快，當溫度達到900 ℃后，轉(zhuǎn)變速率逐漸減慢。

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Research on Phase Transformation in A New Titanium Alloy During Continuous Heating

Fei Yue，Wang Xinnan，Zhu Zhishou，Shang Guoqiang，Li Jing，Zhu Liwei

(Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China)

The phase transformation, microstructure evolution rule and rate ofα→βtransformation in a new titanium alloy during continuous heating at 5 ℃/min heat rate have been studied by thermal dilatometer and metallographic methods. The results showed that the lathy-shapedαphase grew up and increased gradually in the range of 280 ℃ to 505 ℃ during continuous heating, and theβ→αtransformation occurred. The lathy-shapedαphase became finer and shorter in the range of 505 ℃ to 610 ℃, and theα→βtransformation occurred which was controlled by short-range diffusion. The temperature did not influence the rate ofα→βtransformation obviously in this stage. The lathy-shapedαphase decreased significantly, until disappeared in the range of 610 ℃ to 930 ℃, and theα→βtransformation occurred which was controlled by long-range diffusion. In this stage, the rate ofα→βtransformation increased with the increasing temperature at first, when the temperature reached 900 ℃, the rate ofα→βtransformation slowed down gradually.

new titanium alloy;continuous heating;phase transformation;microstructure

2014-07-15

中航工業(yè)創(chuàng)新基金(2012E62120R)

費躍(1985—)，女，工程師。