文章编号：1004-0609(2010)S1-s0437-05

Ti60钛合金α相溶解动力学及固溶组织特征

孙  峰¹，李金山¹，寇宏超¹，唐  斌¹，常  辉¹，蔡建明²，周  廉¹

 (1. 西北工业大学 凝固技术国家重点实验室，西安 710072；

2. 北京航空材料研究院，北京 100095)

摘  要：采用热膨胀法和金相法研究近α钛合金Ti60溶解动力学和固溶组织特征。结果表明：快速加热使得α相开始溶解温度升高，溶解速率加快；两相区固溶时α相发生溶解和球化，其形貌由等轴状转变为椭球或条状，形成细小、弥散的α相颗粒；随后在熟化过程中形成大小不一的初生α相。

关键词：高温钛合金；快速升温；相变动力学；固溶组织；初生α相

中图分类号：TG146.2　　     文献标志码：A

α phase solution kinetics and solution microstructure characteristics of Ti60 titanium alloy

SUN Feng¹, LI Jin-shan¹, KOU Hong-chao¹, TANG Bin¹, CHANG Hui¹, CAI Jian-ming², ZHOU Lian¹

 (1. State Key Laboratory of Solidification Processing, Northwestern Polytechnical University, Xi’an 710072, China;

2. Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China)

Abstract: Analysis of α phase solution kinetics and solution microstructure characteristics were carried out by dilatometry and microscopic test. The results indicate that rapid heating treatment increases transformation temperature and velocity of α phase solution. Evolution of α phase during solution treatment includes solution, spheroidization, the shape of primary α phase changes from equiaxial to ellipsoidal or bar shapes, and finally small dispersed α particles. After that, primary α phases with different sizes form during ripening.

Key words: high temperature titanium alloy; rapid heating; kinetics of phase transformation; solution microstructure; primary α phase

钛合金具有高的比强度、良好的损伤容限性和加工性能以及600 ℃以下的耐热性能，用于制造高性能航空发动机，可实现良好减质^[1-2]。发动机用高温钛合金原材料棒材一般采用双态组织，可以通过两相区固溶和时效热处理获得^[3-4]，固溶工艺可控制初生α相的体积分数、尺寸分布等^[5]。

Ti60合金是设计用于600 ℃以下环境使用的近α型高温钛合金，铝当量为8.8^[6]，其α相含量受固溶温度影响较大，提高20 ℃，则初生α相体积分数降低20%，热稳定性大幅下降^[3]。另外，α相形貌往往与元素分布、界面取向和表面曲率有关，Al元素增加可促进轧态合金初生α相球化^[7]。在溶解与长大过程中晶界α相和晶内α相也会球化，或形成“叉形”形貌，BT18y合金在此基础上，通过改变固溶温度调整初生α相形貌^[8]。研究钛合金相变动力学曲线^[9-11]可对组织演变过程进行相变动力学预测，实现相转变过程的原位分析。在此基础上结合固溶组织分析，从多个角度分析了TC21合金中α相形貌演变规律^[11-12]。合金在热处理或焊接等加工过程中，存在快速加热过程，因此，需要对不同加热速率下的相转变过程进行动力学分析，并研究固溶过程中组织演变规律。

采用热膨胀法对40 ℃/s升温速率的快速加热过程进行相变动力学分析，并观察不同固溶时间下的固溶组织，分析α相形貌演变规律。为设计和优化Ti60合金热处理、焊接等工艺提供理论依据。

1  实验

1.1  材料

试验材料为Ti60钛合金锻件，名义成分为Ti-Al- Sn-Zr-Ta-Nb-C-Si，由北京航空材料研究院提供。合金的β转变温度为1 050 ℃，其锻态组织如图1所示。由图1可以看出，锻态组织为两相区变形组织，且α晶粒等轴化较好，晶界模糊且不连续。

图1  Ti60合金α+β相区锻造组织

Fig.1  Microstructure of Ti60 alloy after α+β phase field forging

1.2  方法

采用Gleeble3500热模拟试验机测量Ti60合金快速升温过程热膨胀曲线。样品沿d300 mm锻棒径向切取，加工成d 74 mm×6 mm棒材，表面经机械加工去除线切割引起的氧化层。测量时将试样以40 ℃/s加速速率升温至1 200 ℃，保温10 min后空冷。

Ti60合金采用管式烧结炉进行热处理，热处理温度为1 030 ℃，保温时间分别为1.5、30、120和240 min，冷却方式均为水淬。热处理样品为d10 mm×5 mm圆柱，处理后样品表面需打磨去除1 mm厚富氧层。采用Kroll腐蚀液(3%HF+10%HNO₃+87%H₂O)进行腐蚀，在Olympus GX51光学显微镜上观察合金金相组织，并结合Ima-ge-Pro Plus 6.0图像分析软件计算初生α体积分数。

2  结果

2.1  升温过程膨胀曲线

图2所示为Ti60合金升温过程热膨胀曲线，在460 ℃和1 032 ℃时曲线偏离原直线，结合图3中的膨胀系数随温度的变化可以看出，Ti60合金由室温至460 ℃热膨胀系数平均为10.014×10^-6 ℃^-1，升温至860 ℃过程中缓慢增加至17.96×10^-6 ℃^-1，在1 032 ℃时膨胀量迅速下降，膨胀曲线出现拐点，升至1 143 ℃再次出现拐点，随后在到达1 200 ℃过程中膨胀量线性增加，膨胀系数约为8.635×10^-6 ℃^-1。近α合金Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo和β合金Ti-15V-3Cr-3Al-3Sn在400~1 000 ℃温度区间内热膨胀系数分别为11.1×10^-6 ℃^-1和7.0×10^-6 ℃^-1[13]，分别与合金升温起始和结束阶段较为接近。由此可以判断，Ti60合金在升温过程发生α→β转变，相转变起始温度为1 032 ℃，结束温度为1 143 ℃。

Ti17、TC21、TC4等^[9-11]多种两相钛合金均采用杠杆定律对加热过程的α→β转变过程进行了动力学分析，其原理如式(1)^[14]所示，其中f(t)表示t时刻α相溶解体积分数占所有溶解α相体积分数的百分比。

图2  Ti60合金升温过程热膨胀曲线

Fig.2  Thermal expansion curve of Ti60 alloy during heating

图3  Ti60合金升温过程热膨胀系数随温度的变化曲线

Fig.3  Thermal expansion coefficient versus temperature curve of Ti60 alloy during heating

式中各参数如图4所示。采用式(2)计算α→β转变速率V_f，计算结果如图5所示。

                       (1)

                                 (2)

图4  升温过程膨胀曲线分析示意图

Fig.4  Schematic plan for expansion curve analysis during heating

图5  α相溶解速率随温度的变化曲线

Fig.5  Rate of α phase solution versus temperature curve

2.2  1 030 ℃固溶组织特征

图6所示为Ti60合金在1 030 ℃固溶不同时间的显微组织，其中，浅色颗粒为初生α相，深色区域为残留β相及针状马氏体。对比分析可以发现，固溶1.5 min时α相尺寸较大且分布不均，并由等轴状转变为椭球状。30 min后α相数量减少，由原椭球形转变为条状。随固溶时间的延长，固溶120 min时α相呈短棒状，颗粒尺寸较小且弥散分布，部分紧邻颗粒粘连。240 min固溶后α相粗化，且颗粒尺寸相差较大，大尺寸α相颗粒间距明显增加。
 

图6  Ti60合金在1 030 ℃固溶处理不同时间后的显微组织

Fig.6  Microstructures of Ti60 alloy under 1 030 ℃ solution treatment for 1.5 min (a), 30 min (b), 120 min (c) and            240 min (d)

3  分析与讨论

3.1  升温过程相变动力学

合金在不同温度下相组成和体积分数及晶界面积等因素会引起合金的热膨胀行为变化。再结晶过程晶界面积增加，合金在相同温度下的膨胀量也会增加。TARIN等^[10]对比了Ti17合金两次升温过程DSC曲线，发现残余变形引起静态再结晶，导致一次升温曲线在750~800 ℃产生较小偏移。锻态Ti60合金膨胀曲线斜率在460 ℃也略微增大，可以推测也发生了静态再结晶。随后，膨胀曲线在1 032~1 143 ℃阶段出现拐点，发生α→β转变。

图5显示了合金升温过程中α相溶解速率迅速达到峰值后逐渐减小。对比Ti17等其它钛合金^[10-14]慢速升温过程发现，增大加热速率引起合金起始转变温度上升，转变速率加快。这是因为α相溶解为扩散控制过程，快速升温使得α/β界面能量满足α→β转变所需激活能的温度升高，为界面元素扩散提供足够时间。温度升高使得元素拥有较高的扩散速率，进而加快了α相溶解速率。

3.2  初生α相演变规律

锻态合金在两相区固溶时，发生静态再结晶及α→β转变。等轴化的α晶粒通过溶解、球化并伴随熟化过程形成初生α相。初生α相形貌、成分及分布与α/β界面能、取向关系和溶质元素分布有关^[7-8]。

固溶过程中初生α相形貌的演变过程可描述为等轴α相溶解形成椭球状或条状α相，而后α相球化分解，形成弥散、细小的短棒状α相，在球化的同时伴随熟化，粗化的α相颗粒在β转变组织交界处形成。 α→β转变时β相在晶界处以椭球形状^[15]形核长大。因此，在固溶初期β相含量小，β稳定元素浓度较高，相界面处α相溶解速率较快，α晶界收缩并凹陷，形成椭球状或条状α相。随着β相的增多，不同位向的β相相遇形成边界，α相则聚集于β转变组织交界处。平直的α/β界面存在Burgers取向关系，溶解速率低于大曲率边界^[7]，因此α相曲率较大的端面快速溶解，α相分段球化，形成更加细小、弥散的初生α相。当固溶时间达到4 h，α/β界面元素分布趋于平衡，固溶组织中部分粗化的初生α相可知α颗粒间存在元素的长程扩散，即球化过程伴随熟化过程，进而引起α相尺寸分布不均匀。

4  结论

1) 锻态Ti60合金在40 ℃/s的快速升温过程中，α→β起始转变温度为1 032 ℃，结束温度为1 143 ℃。α相溶解速率迅速达到峰值后逐渐减小，而且升温速率增大加快了α相溶解速率。

2) 锻态组织在1 030 ℃固溶过程中α相由不连续晶界处开始溶解，形成较大尺寸的椭球形或条状初生α相。随后α相分段球化，形成细小、弥散的α相颗粒。延长固溶时间，α相球化同时伴随熟化，导致α相尺寸分布不均匀。

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(编辑 李向群)

通信作者：孙  峰，博士；电话：13519109672；E-mail：sunfengggggg@163.com