摘 要:根据钛合金的相变理论,建立了β型钛合金材料相变温度的新测试方法.首先对合金 试样进行预热处理,在理论相变温度以上３０~５０ ℃保温４０min炉冷至６５０ ℃后空冷.然后按照 GB/T２３６０５－２００９测试相变温度,晶界板条α体积分数小于１％和等于０％的温度区间即为β型 钛合金相变温度区间.TC１８,TB６,TB３,TB８钛合金相变温度的测试结果表明该方法切实可行, 弥补了标准测试法方法的不足. 

关键词:β型钛合金;板条α;相变温度;金相法 

中图分类号:TG１４５．４    文献标志码:A         文章编号:１００１Ｇ４０１２(２０２０)０２Ｇ００１５Ｇ０６

β型钛合金与近α型钛合金、α＋β两相钛合金 相比,具有比强度高,可冷加工成形,可焊性好,容易 热处理,抗疲劳性能好和耐环境腐蚀等优点,主要应 用于航空领域[１].β型钛合金根据钼当量大小可以 分为稳定β型钛合金(钼当量大于１０．５％),亚稳β 型钛合金(钼当量介于８％~１０．５％)和近β型钛合 金(钼当量低于８％).

常见 的 β 型 钛 合 金 有 TC１８,TB６,TB３,TB８ 等.TC１８是名义成分为 TiＧ５AlＧ５MoＧ５VＧ１CrＧ１Fe, 钼当量为１１．７％的富β型两相钛合金,具有高强度、 高韧性、高塑性以及淬透性和焊接性好等优点,已广 泛用于制造大型飞机起落横梁、机身对接框等主承 力结构件,也可用于制造使用温度不高于３５０ ℃的 发动机扇盘和叶片等[２Ｇ３],其组织变化具有近β型钛 合金的特性.TB６为近β型钛合金的典型牌号,名 义成分为 TiＧ１０VＧ２FeＧ３Al,具有较高的比强度,极 好的断裂性能、抗蠕变性能和良好的耐腐蚀性能,主 要用于制造飞机结构件,如起落架等.TB８属于亚 稳β 型 钛 合 金,名 义 成 分 为 TiＧ１５MoＧ２．７NbＧ３AlＧ ０．２Si,是一种高强β型钛合金,主要用于制造航空 航天飞行器中要求具有高强度的紧固件、弹簧组件 及结构件等.

β型钛合金由于添加的元素较多,并且含有铁 和铬这 两 种 易 偏 析 元 素,成 分 均 匀 性 很 难 控 制. 成分不均匀会直接导致组织不均匀,如产生β斑或 大块的 富 α区,使 得 材 料 性 能 达 不 到 要 求,甚 至 报废. 

β型钛合金的相变温度对合金成分很敏感,是 检查β型钛合金材料偏析的重要参数.某专项用 TC１８产品棒材内控技术协议中要求“同一批次两 根棒材的相变温度的差值不能超过８℃”,通过检测 其不同 部 位 的 相 变 温 度 可 以 检 验 合 金 成 分 的 均 匀性.

β型钛合金的相变温度对合金成分很敏感,是 检查β型钛合金材料偏析的重要参数.某专项用 TC１８产品棒材内控技术协议中要求“同一批次两 根棒材的相变温度的差值不能超过８℃”,通过检测 其不同 部 位 的 相 变 温 度 可 以 检 验 合 金 成 分 的 均 匀性.

１ β型钛合金相变原理 

１．１ β型钛合金基本相变和平衡相图

β型钛合 金 的 组 织 变 化 可 以 通 过 同 晶 型 β钛 合金二元相图来进行说明,见图１,图中横坐标为β 稳定元素含量即钼当量.β稳定元素的含量增加, 则α/β转变 温 度 降 低,当 钼 超 过 一 定 量 后,β相 可 以保留到室温;含β稳定元素的合金自β相区缓慢 冷却时,α相将从β相中析出,其 成 分 随 温 度 下 降 沿图１中 ACα曲线变化,β相成分则沿 ACβ曲线变 化;当快速冷却时,原始β相成分不发生变化,晶体 结构变 化 为 密 排 斜 方 晶 格,生 成 马 氏 体 α′.图 １ 中 Ms 和 Mf 分别为马氏体相变开始温度和马氏体转变终了温度.一般来说,β稳定 元 素 含 量 越 高, 相变过程中 晶 格 改 变 的 阻 力 越 大,转 变 的 过 冷 度 越大,Ms 及 Mf 点越低,Ms 点 降 至 室 温 时 的 β稳 定元素的浓度称为临界浓度(Ck).当合金中β稳 定元素的浓度低于 临 界 浓 度,β相 快 速 冷 却 时(水 冷或油冷)转变为马氏体,缓慢冷却时(炉冷)析出 α＋β相.当合金中β稳定元素的浓度大于临界浓 度,且冷却速度不够快时,β相则转变为 ω相;快速 冷却时转变为亚稳β相;缓慢炉冷时β相也会析出 α相从而形成α＋β组织[５]. 

１．２ β相缓慢冷却过程中的α相变

α相的析出过程是一个形核、长大的过程,形核 位置、晶核数量、长大速率与合金成分及冷却条件有 关.当冷却速率很慢时,由于产生的过冷度很小,晶 核只能在晶界上形成并生长为板条状α.晶界上的 晶核也会向晶内生长,形成位向相同、相互平行的长 条状组织,一般称为平直α组织.当冷却速率不够 慢,则在晶粒内部也可以形核,晶核长成独自的α片 丛.α片丛的大小受诸多因素影响,加热温度越高、 保温时间越长、β稳定元素含量越多、β相变温度越 低、冷却速率越慢以及在β相区的变形加工量越小, 形成的α片丛越大[５].

１．３ 加热过程中亚稳β相的分解 

亚稳β相的分解过程是很复杂的.在加热温度 较低时,合金元素发生偏聚,β相分离为溶质原子贫 化区和溶质原子富集区.进一步提高温度或延长时 效时间,视β相化学成分的不同,从β贫化区析出 ω 或α,然后分解为平衡的α相和β相,即:β亚 →β富 ＋ β贫 (β′),β贫 →α→α＋β,β富 →α＋β.在分解反应中, β富 和β′具有相同的晶格,粒子极小且均匀弥散,β′分 解产生的α相也细小弥散.当β相从高温冷却,在 冷却速率不是很慢时也会发生上述反应,析出弥散 的质点,但反应不能充分进行.对于 α＋β型钛合 金,如 TC１８,当合金中β相含量(体积分数,下同)为 ３０％~５０％时,其淬火后得到亚稳β相和亚稳β相 分解产生的少量弥散α相.β型钛合金中的亚稳型 钛合金和近β型钛合金在单相区固溶,水冷后可将 高温β相保留至室温,得到亚稳β相,经时效处理后 可析出弥散分布的α和β相[５]. 

２ 试验方法 

β型钛合金交货时的组织为单相等轴β,无初 生α,因此金相法测试相变温度需要对试样进行预热处理以形成初生 α.根据相变理论,β型钛合金 加热到β相区后缓慢冷却或经一定的时效处理都 能析出初生α. 

该试验采用将试样加热到β相区后缓慢冷却的 预热处理,得到初生α.在该组织的相变温度附近 加热淬火,晶内的初生α板条先溶解,晶界上的初生 α板条后溶解.晶界上板条α含量小于１％和等于 ０％的相邻温度区间即为β型钛合金相变温度区间. 由于β型钛合金存在微区成分偏析,局部区域相变 温度会升高,因此预热处理的保温温度选择在理论 β转变温度之上３０~５０ ℃.

试验材料为西北有色金属研究性集团提供的棒 材或锻件,试样尺寸为?１０mm×１０mm.选取常 见的 近 β 型 和 亚 稳 β 型 钛 合 金 典 型 牌 号 TC１８, TB６,TB３,TB８进行相变温度测试,其热处理工艺 见表１.试样预热处理后保温６０min,淬火处理后 保温４０min,淬火温度间隔为５ ℃,介质为水,淬火 试样转移时间不超过５s.将热处理后的试样制成 金相试样,使用奥林巴斯 GX５１型倒置光学显微镜 观察组织的变化.

３ 结果与讨论 

３．１ 预热处理后β型钛合金的组织变化 

预热处理后不同β型钛合金的显微组织形貌如 图２所示,可见其组织均为初生α＋β,初生α以板 条形态分布在原始β晶内和晶界上.根据平衡相变 理论,从β相区缓冷至相变点以下４０~５０ ℃,就可 析出满足试验测试要求的板条α相,但板条α相的 数量少不便于观察.通过预热处理后,从β相区炉 冷至６５０℃空冷析出的板条α和从β相区炉冷至室 温析出的板条α大小相当,能够满足试验观察的要 求,同时也减少了预热处理的时间.

３．３ TB６的相变温度

 TB６经淬火水冷处理后的显微组织形貌如图 ４所示.淬火温度为７８０,７９０,８００℃时,试样组织 为晶界板条α＋晶内板条α＋亚稳β;８０５ ℃淬火后 晶界上有少量未溶解的条状初生α,其体积分数为 ０．３％,晶内 为 针 状 α′;８１０ ℃ 淬 火 后 显 微 组 织 为 α′.由 此 可 知,TB６ 钛 合 金 的 相 变 温 度 区 间 为 ８０５~８１０ ℃. 

３．４ TB３的相变温度 

TB３的淬火温度选择７６０~７９０ ℃,其经淬火 水冷处理后的显微组织形貌如图５所示.７８５ ℃淬 火后在亚稳β晶界上存在短棒状的初生 α,体积分 数为０．７％.７９０℃淬火后组织为亚稳等轴β晶粒＋ 晶内黑色点状氧化物,无初生α,黑色点状氧化物高 倍下为实心圆点,其形态特征有别于板条 α.由此 可知,TB３钛合金的相变温度区间为７８５~７９０ ℃.

３．５ TB８的相变温度 

TB８的淬火温度选择８００~８８５ ℃,其经淬火 水冷处理后的显微组织形貌如图６所示.TB８试 样在８５０,８６０,８７０℃淬火后的初生α体积分数分别 为２．８％,１．５％,０．８％.试样在８８０ ℃淬火后,亚稳β 晶界还存 在 细 小 的 短 棒 状 初 生 α,其 体 积 分 数 为 ０．５％.８８５ ℃淬火后亚稳β相上短棒状的初生α消 失,第二相析出物在晶内呈圆圈状,形态和大小近似 于时效析出的球状α.由此可知,TB８钛合金的相 变温度区间为８８０~８８５ ℃.

３．６ 综合分析 

β型 钛 合 金 相 变 温 度 的 测 试 方 法 一 般 参 照 GB/T２３６０５－２００９«钛合金β转变温度测定方法», 该标准方法应用于β型钛合金存在以下不足:

(１)该方法不能涵盖β型钛合金所有热处理状 态,只适用于有初生α的热加工态和时效态钛合金, 不适用于固溶态钛合金.固溶态β型钛合金的组织 为单相等轴β,在相变温度以下加热淬火时,由于保 温时间只有４０min,β晶粒虽然能析出初生α,但量 非常少,在光学显微镜下观察到的组织仍为单相等 轴β,观察不到初生α的变化,因此无法测定固溶态 β型钛合金的相变温度. 

(２)测定的β型钛合金相变温度稳定性差,同 一批号同一炉号不同实验室测得的相变温度值相差 ２０~３０ ℃.β型钛合金中加入了大量的β稳定元 素,合金元素和杂质元素含量较高,导致某些牌号的 材料中含有高熔点金属氧化物杂质,如 TB３中存在 一定量钼和钒的球状氧化物;有的β型合金在相变 温度附近热处理时会生成高熔点的第二相,如βＧC 合金中会析出铬化物,该试验中 TB８钛合金在相变 点附近的温度区间析出了和初生α大小相当的球状 第二相;某些淬透性差的合金在淬火冷却过程中,总 会析出一定量的球状 α,如 TC１８钛合金在相变温 度以上１０ ℃淬火后就会析出球状初生α.这些夹 杂、第二相与β型合金时效析出的α相的大小和形 态相似,给相变点测试过程中初生α的观察带来了 干扰,使得测试值存在不可靠、不稳定的问题. 

(３)GB/T２３６０５－２００９中规定初生α含量小 于３％的试样所反映的温度为相变温度,但这个相 变温度值不能满足精准测定相变温度的要求,远小 于真值.钛合金的相变温度区间也称β转变温度区 间,是指在相变点测试过程中,钛及钛合金组织中α 相完全消失和未完全消失的相邻温度区间[４].测定 相变温度区间下限时的初生α对合金的成分非常敏 感,同一牌号,不同炉次的材料,由于合金元素和杂 质元素的波动,对应的初生α含量也不同.８５０ ℃ 测得的 TB８ 钛 合 金 中 初 生 α 含 量 小 于 ３％,按 照 GB/T２３６０５－２００９,其 相 变 温 度 区 间 为 ８５０~ ８５５ ℃,而 实 际 测 得 的 相 变 温 度 区 间 为 ８８０~ ８８５ ℃,低于真值３０ ℃. 

上述测试结果表明,板条状初生α的形态能有 效区别于淬火冷却中亚稳β析出的球状初生 α、合 金高温下析出的第二相以及熔炼过程中的难熔金属 杂质.通过预热处理调整初生α形态,可有效去除 杂相的干扰,保证金相法测定β型钛合金相变温度 值的稳定性.也解决了固溶态β钛合金无初生α的 问题,同时也调整了热变形和时效态初生α的形态, 为下一步准确测量相变温度提供了基础.由于初生 α的大小与合金成分有关,在观察晶界初生α时可 选择２００倍或更高的放大倍数.

β型钛合金相变点的测试结果表明:各典型钛 合金相变温度区间的下限温度对应的晶界板条α含 量小于１％,因此定义晶界板条α含量小于１％和等 于０％ 对应的温度区间为 β型钛合金相变温度区 间,该相变温度区间更加接近真值,为近β型钛合金 的锻造提供了保障. 

通过对 TC１８,TB６,TB８,TB３钛合金相变温度 测试结果的分析,证明该β型钛合金相变温度金相 测试方法切实可行,解决了现有标准方法的不足. 同 时,测 得 材 料 的 相 变 温 度 范 围 高 于 GB/T ２３６０５－２００９附录 A 中提供的相变温度范围,后者是按合金牌号的名义成分,通过相变点计算法给出 的.而β型钛合金的主体成分范围比较宽,不同生 产单位同一牌号的β型钛合金的成分配比也是不一 样的,测得的相变温度会在资料给出的范围内波动 也是正常的.

４ 结论 

(１)β型钛合金相变温度的新金相测试方法为: 对试样进行预热处理,在 理 论 相 变 温 度 以 上 ３０~ ５０℃保温４０min炉冷至６５０℃后空冷.然后观察晶 界上的板条α,晶界板条α含量小于１％和等于０％对 应的温度区间即为β型钛合金的相变温度区间. 

(２)通过对 TC１８,TB６,TB３,TB８钛合金相变 温度进行测试,证明该金相测试方法切实可行,解决 了现有 GB/T２３６０５－２００９ 标 准 决 定 测 试 方 法 的 不足.

参考文献: 

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[３] 盛险峰,丁志文,朱益蟠．热变形量和热处理工艺对 Ti５Al５Mo５V１Cr１Fe钛合金 组 织 和 性 能 的 影 响 [J]． 金属学报,１９９９,３５(增刊１):４６５． 

[４] 马红征,翟通德,石科学,等．金相法测定锆锡和锆铌 系锆 合 金 的 相 变 温 度 [J]．理 化 检 验 (物 理 分 册), ２０１８,５４(２):１１５Ｇ１１８． 

[５] 鲍利索娃．钛合金金相学[M]．陈石卿,译．北京:国防 工业出版社,２０１３．

<文章来源      (pp:15-20)>