文章编号：1004-0609(2010)S1-s0387-06

ω相对Ti10V2Fe3Al合金性能的影响

李士凯，余  魏，廖志谦，闫飞昊，王美姣

 (洛阳船舶材料研究所，洛阳 471039)

摘  要：采用透射电镜和金相显微镜等分析方法，研究Ti10V2Fe3Al合金ω相的形成规律和ω相对合金性能的影响。结果表明：当采用双重退火制度时，第一退火温度高于相变点或第二退火温度低于再结晶温度时，有大量ω相析出，此时合金的强度较高，但塑性非常差，无法满足使用要求；同时，在采用单重热处理制度的条件下，当处理温度高于相变点时，随着处理温度的升高，ω相析出迹象越明显，合金的塑性降低。

关键词：Ti10V2Fe3Al钛合金；ω相；热处理

中图分类号：TG146.23　　     文献标志码：A

Effects of ω phase on properties of Ti10V2Fe3Al alloy

LI Shi-kai, YU Wei, LIAO Zhi-qian, YAN Fei-hao, WANG Mei-jiao

( Luoyang Ship Material Research Institute, Luoyang 471003, China)

Abstract: The effect of heat treatments on the precipitation of ω phase are studied using TEM and optical microscope. The effects of ω phase on the tensile properties of the alloy also were conducted. The results show that by solution treatment just above the β-transus and air cooling, a small amount of athermal ω phases precipitate. And aging treatment above recrystallization temperature performed subsequent to the solution will largely increase the content and somewhat the size of ω phase, which results in the strength increasing extremely and very low plastic. On the other hand, if the solution treatment in α+β phase top field and aging treatment below recrystallization temperature, finely dispersed isothermal ω phase could precipitate considerably in β phase zone, which also leads to high strength and nearly brittle breaking.

Key words: Ti10V2Fe3Al alloy; ω phase; heat treatment

Ti10V2Fe3Al合金是美国钛金属公司(TIMET)于20世纪70年代初为适应损伤容限设计准则而生产的高结构效益、高可靠性和低成本的近β型合金，具有优异的可锻性及强韧性匹配，用于代替30CrMnSiA结构钢可实现减轻结构质量约40%，代替TC4合金可实现减轻质量约20%。目前该合金在飞机和直升机制造中得到了广泛的应用，如超山猫直升机的旋翼浆毂、A380客机和Boe777客机的起落架等^[1-2]。

20世纪80年代初我国对Ti10V2Fe3Al进行了系列研究，到目前为止重点研究的内容包括两方面：一是β斑问题^[3]，由于该合金含Fe元素达到2%(质量分数)，容易引起偏析，造成局部相变点降低，在后续锻造和热处理过程中，形成不含初生α相或初生α相含量较低的局部不均匀区，对合金的塑性和疲劳性能产生非常不利的影响；二是热处理、锻造对合金性能的影响^[4-8]，主要还是集中在初生α相的含量和形貌对合金性能的影响。Ti10V2Fe3Al合金名义成分铝当量为4.0，钼当量为11.1，其中β稳定元素V含量接近临界浓度(~11%)，因此，在热变形或热处理后冷却过程中容易形成ω相。ω相是在热成型或热处理冷却过程中，β相向α相转变时形成的一种过渡相，对合金性能影响非常大。当合金中ω相含量较高时，会使合金几乎丧失宏观塑性，因此，如何控制Ti10V2Fe3Al合金的热变形或热处理制度，防止ω相大量析出，对研究该合金具有非常重要的意义，而目前国内有针对性的研究较少。

本文作者主要探讨不同热处理制度对Ti10V2Fe3Al合金中ω相形成的影响，以及ω相对合金性能的影响，为实际生产中对该合金的热处理制度控制及性能分析提供参考。

1  实验

试验材料为d380 mm铸锭，经β相区开坯和α+β相区多次锻造成d130 mm棒材，金相法测定相变点t_β=(795±5) ℃，其化学成分如表1所列。棒材原始显微组织如图1所示。可以看出，原始棒料组织比较均匀，由细的等轴α相和长宽比约为6:1的条状α相组成，其中等轴α相约占25%，条状α占总α相的7%。本文作者采用的热处理制度包括相变点以下、相变点以上、单重和双重热处理制度4类，如表2所列。

为消除在热处理时氧化层的影响，热处理后的坯料首先切去约2 mm的氧化层，然后制取d5 mm标准试样，最后在室温条件下测试不同热条件下合金的拉伸性能。制备电镜试样时，先用化学溶液: V(HF): V(H₂O₂):V(H₂O)=2:3:3和V(HF):V(HNO₃):V(H₂O)=l:5:4，分别减薄和抛光至0.08 mm以下，然后用V(HClO₄):V(CH₄O):V(C₄H₁₀₀)=1:10:6的电解液进行双喷减薄和穿孔，双喷电压为75 V，电解液温度为-20 ℃。TEM 观察用Philips CM200透射电镜，使用电压均为200 kV。

表1  Ti10V2Fe3Al合金的化学成分

Table 1  Chemical composition of Ti10V2Fe3Al alloy (mass fraction, %)

图1  原始棒料的金相组织

Fig.1  Microstructure of Ti10V2Fe3Al alloy bar

表2  Ti10V2Fe3Al合金的热处理制度

Table 2  Heat treatments for Ti10V2Fe3Al alloy

2  结果与讨论

2.1  显微组织

Ti10V2Fe3Al合金为近β合金，平衡相由α+β构成，随着加热温度的升高，α相逐渐转变为β相，当温度达到相变点以上时，合金完全进入β单相区。固溶处理温度决定了最终合金中α相与β相的相比例，同时对两相的形貌也有一定的影响，但决定相形貌的主要因素是冷却速率。在本实验中，由于试样尺寸小于20 mm，统一采用空冷制度代替传统的水冷，因此α相形貌差别不大，主要是等轴α相和少量的条状α相(图2)。HT1制度和HT5制度固溶温度较低，相变点以下近100 ℃，其显微组织(图2(a)、(e))与原始锻棒显微组织(图1)差别不大，原始棒材终锻温度也在700~750 ℃范围。由图2(b)、(f)、(g)和(h)可以看出，固溶温度提高至760 ℃时，合金中α相的含量有所减少。从金相显微镜下观测，700~760 ℃处理对合金的组织影响不大(图2(a)、(b)、(e)、(f)、(g)、(h))。当固溶温度提高到相变点及相变点以上时(图2(c)、(d)、(i)、(j))，合金中α相大量减少。从金相显微组织上看，由于第二次退火温度较低(低于640 ℃)，因此，退火处理对合金组织形貌的影响不大。

钛合金中ω相为一种不稳定相，是β相向α相转变形核长大时形成的，具有六方结构，并与β相保持共格关系：[0001]_ω//[111]_β，(11-20)_ω//(1-10)_β。β相向α相转变属于无扩散型转变^[9-10]，但与马氏体转变不同，点阵改组时原子位移很少，在金相试样上看不出浮凸形貌。根据形成条件不同，将ω相分为淬火ω相(ω_a)和时效ω相(ω_i)。ω_a与ω_i的晶体结构相同，区别在于二者的形成条件不同，在形态上ω_a为弥散分布的细小粒子，而ω_i具有椭球状和块状两种形态，取决于区域内同基体的错配度：当错配度较小时，ω相与β相晶格吻合较好，共格转变引起的应变能较低，此时表面能对ω相的形态起关键作用，导致ω相为椭球形；当错配度较大，共格转变引起较高的应变能，界面应变能对ω相形貌起主要作用，导致ω相呈块状。

图2  热处理制度对合金金相组织的影响

Fig.2  Effects of heat treatments on microstructures of Ti10V2Fe3Al alloy: (a) HT1; (b) HT2; (c) HT3; (d) HT4; (e) HT5; (f) HT6; (g) HT7; (h) HT8; (i) HT9; (j) HT10

采用HT3、HT4、HT6、HT9和HT10热处理制度时，合金中析出了ω相，如图3所示，其中HT3、HT4是β区单重固溶处理，β基体形成了少量的ω_a相，其衍射花样条纹如图3(b)和(d)所示。在ω相衍射位置处出现了漫散射条纹，原因在于^[11-13]：1) 在β相向ω相转变过程中，(111)β面崩溃，引起溶质原子短程迁移形成ω相；2) 由于ω_a弥散分布；3) ω/β界面处的畸变应变场。

HT9和HT10制度析出了大量ω_a相(图3(e)、(f)、(g)、(h))。由于第一次退火产生的少量ω相，在第二次退火处理过程中，通过原子扩散的方式获得长大，另外，原有的不稳定β相又发生了转变，形成了一定量的ω_i相。图3(e)和(g)为β基体上析出ω相的暗场相，可以看出，其形貌主要为椭球状ω相，颗粒较大，也有少量的细小的ω相。另外，采用HT10制度时，合金中形成的ω相数量较采用HT9制度时的多(图3(g)，暗场相)，原因是HT10制度第一火温度较高，合金冷却时形成的ω_a数量相对较多。

图3  透射电镜形貌及衍射花样

Fig.3  TEM and diffraction patterns: (a) TEM micrograph of HT3; (b) Diffraction pattern of HT3; (c) TEM micrograph of HT4; (d) Diffraction pattern of HT4; (e) TEM micrograph dark field of HT9; (f) diffraction pattern of HT9; (g) TEM micrograph dark field of HT10; (h) Diffraction pattern of HT10; (i) TEM micrograph dark field of HT6; (j) Diffraction pattern of HT6

HT6制度第一次火温度处于两相区上部，空冷时ω相变可以忽略不计；第二次退火，温度低于500 ℃，亚稳态β相在冷却过程中发生了溶质原子的偏聚，形成了局部溶质富集区和贫化区，贫化区溶质浓度接近临界浓度时，有大量等温ω相析出。图3(i)和(j)所示分别为β基体暗场相和衍射花样，可以看出，ω相呈球形，并大量弥散分布于β基体中。

2.2  力学性能

ω相硬而脆，位错不能在其中移动，因此会大大提高合金的强度、硬度、弹性模量，但合金塑性会随着ω相含量的增加而急剧下降。当ω相体积分数达到80%以上时，合金表现为无宏观塑  性^[14]。图4所示为不同热处理制度对Ti10V2Fe3Al合金性能的影响。由图4可以看出，采用单重热处理时，随着处理温度的升高，合金的强度略有提高，但塑性会大幅度降低；当温度超过相变点以上20 ℃时，合金的抗拉强度与屈服强度差增大，塑性最低，这是因为合金中初生α相含量较少，同时冷却时析出的ω_a增多。采用双重退火时，当第一退火温度达到或超过相变点时，合金的强度急剧升高，同时也几乎丧失了宏观塑性，主要原因是ω相的大量析出，因此，在热处理或锻造过程一定要严格控制炉温，不能超过相变点。同时，由于Ti10V2Fe3Al合金非常适合等温成型精密复杂大型构件，所以要精确控制锻造保温炉的温度，保持在(760±5) ℃，控制变形速率，避免炉温不准或局部变形热升温超过相变点温度，使得锻件整体或局部区域超过相变点，降低或失去塑性，从而造成变形困难或性能降低。除了采用HT9和HT10制度使合金强度升高而塑性降低外，采用HT6制度处理的试样的塑性也非常差，其主要原因是第二次退火温度低于再结晶温度，导致大量弥散分布的球形ω_a析出，体积分数超过80%(图3(i))。

图4  不同热处理制度对合金性能的影响

Fig.4  Effects of different heat treatments on the tensile properties

当采用单重固溶处理时，HT1制度处理的合金强度与HT2制度处理的相当，但塑性较好；当采用双重处理时，合金强度会提高，但塑性有所降低(图4)。此外，采用HT5和HT8制度处理的合金强度和塑性水平相当，而目前国际上应用较多的是HT7制度。与前两种制度相比，采用HT7制度处理的合金强度有所提高，塑性有所降低，而且抗拉强度与屈服强度差较大，合金的韧性较好。

3  结论

1) 当热处理温度达到或超过相变点温度时，合金中有ω相析出；当采用双重退火制度处理时，若第一火温度超过相变点，或者第二退火温度低于500 ℃时，有大量的ω相析出，合金几乎丧失塑性。

2) 在热处理或热变形过程，要保证合金温度不能超过相变点，特别是在热变形时，也应对局部变形热进行估算，防止局部温升超过相变点，造成性能降低，不利于变形；另外，在热处理时，处理温度也不能低于500 ℃，避免产生大量ω相。

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(编辑 李向群)

通信作者：李士凯，工程师，博士；电话：0379-6256041；E-mail：LSK786150@163.com