Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金的相变

景　然，　李　闯，　张锋刚

(陕西理工大学 材料科学与工程学院， 陕西 汉中 723000)



Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金的相变

景然，李闯，张锋刚

(陕西理工大学 材料科学与工程学院， 陕西 汉中 723000)

采用差示扫描量热仪和X射线衍射仪等手段，研究了时效温度、退火温度及退火时间对Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金的相结构转变和相对含量的影响，同时探讨了合金在不同热处理制度下的相变机理。结果表明：合金在700 ℃以下时效主要发生α″+β(亚稳)→α+β，同时在450 ℃有等温ω相析出，在700 ℃时效FCC结构相完全分解或转变；合金的相结构以及相对含量随着退火温度的变化而变化，并且在退火过程中析出的FCC结构相抑制残余β相向α相转变；同时在850 ℃退火，保温时间越长β相的含量越高。

钛合金；固态相变；马氏体

钛(Ti)及其合金具有密度小、比强度高、阻燃，耐热性、耐蚀性和低温韧性好等特点，此外，还具有形状记忆、储氢、生物相容性等功能特性，是目前用于航空航天领域强度最高的轻金属结构材料，被称为继铁、铝之后的“第三金属”、“太空金属”等[1-4]。目前常用的钛合金主要有美国开发的Ti6Al4V、Ti-1023、Ti-62222S，俄罗斯的BT22合金以及我国自主研发的高强韧TC21(Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Cr-Nb-Si)合金等[5]。

钛合金的性能与其微观组织结构具有密切的关系，而其微观组织结构又由不同的热处理制度所决定。不同的加热、降温速率以及不同的保温温度、保温时间可以得到不同的微观组织结构，由此可以改变钛合金的综合力学性能匹配。钛合金的热处理实质就是固态相变。由于钛合金除了常见的低温相密排六方结构α相(Hexagonal close-packed structure，HCP)和高温相体心立方结构的β相(Body centered cubic structure，BCC)外，还存在HCP结构的α′马氏体相和斜方结构的α″马氏体相、ω相以及面心立方结构相(Face Centered Cubic，FCC)。因此钛合金的固态相变类型很多，辛社伟等[6-8]就钛合金的固态相变进行了综述。通常在钛合金时效过程中主要发生β→β+ω(等温)→β+α，β→β+β′→α+β，β→α，α′→α+β以及α″→α+β等相变过程；而钛合金的退火主要进行低温和中温退火，在此过程中发生的相变由亚稳的β相向稳定的α相转变，并伴随着回复和再结晶。

在前期研究中，主要研究热处理过程对于Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金力学性能的影响机制[9-10]。Tan等[11]研究了Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金在α+β相区和β单相区的热变形行为。Yang等[12]对Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金的抗腐蚀性能作了相应的研究，认为β相的含量以及晶粒尺寸对合金耐腐蚀性能具有很大的影响，但对于Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金在热处理阶段的相变过程没有介绍。本文就Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金在时效以及退火处理过程中的相变过程进行讨论，研究其相变机理以及时效温度、退火温度和退火时间对各相的相对含量的影响。

1　实验方法

本文采用纯度分别为99.9%的海绵钛、99.7%的海绵锆、99%的铝块以及纯度为99.9%的钒通过非自耗电弧熔炼炉制备Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金。熔炼前，首先抽真空至3×10-3Pa，然后充入500 MPa的高纯氩气(99.999%)保护熔炼合金。为保证合金成分达到充分均匀，合金熔体在电磁搅拌条件下反复熔炼4次。最后对熔炼合格的合金锭进行热轧。

采用德国Netzsch STA449C差示扫描量热仪(DSC)进行合金的相变温度测量，在高纯氩气保护下，以10 K/min的升温速率将合金样品加热到1 100 ℃，得到合金的相变起始温度和终止温度，为后续的热处理工艺的设计提供参考依据。采用X射线衍射仪(XRD)进行合金在不同状态下的物相分析，同时采用Maud软件对XRD进行精修，计算各相的相对含量。

2　结果与分析

2.1Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金的DSC分析

图1是Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金的DSC曲线。由图中可以看出，合金发生相变的开始温度为789 ℃，即Tα→β=789 ℃；相变完成温度为946.4 ℃，即Tβ=946.4 ℃。当处于789 ℃到946.4 ℃的温度范围内时，合金由HCP的α相和BCC结构的β相组成，随着温度的变化，两相的相对含量也发生着变化。

图1　Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金的DSC曲线

2.2时效温度对合金相结构的影响

Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金在β单相区950 ℃保温30 min水淬后，合金相主要由α″、β和FCC相组成。图2所示为Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金经过950 ℃淬火后，在不同温度下时效的XRD图谱。从图2(a)中可以看出，合金在经过不同温度时效处理后主要由α相和β相组成，并且α相和β相的相对含量随着时效温度的升高而逐渐变化，α(102)、α(110)面以及β(110)面的衍射峰强度随着时效温度的增加明显增强。当时效温度低于700 ℃时，在2θ=44.5°以及2θ=65°附近出现明显的衍射峰，根据前期研究发现该峰位为FCC相的(200)和(220)衍射峰。而当时效温度为700 ℃时，FCC相衍射峰分解，完全转变为α相/β相。由于层错能较高的合金元素Zr的添加导致了合金中形成大面积层错，从而形成FCC结构[9-10]。

图2(b)为450 ℃时效后的XRD图谱局部放大图。由图中可以看出，经过450 ℃时效处理后，在2θ=21.4°附近还出现了额外的衍射峰。结合钛合金相变理论分析，该衍射峰为过渡相ω相的(011)晶面所对应的衍射峰。钛合金中ω相具有畸变的六方结构，是β相向α相转变过程中的过渡相。通过近β双相区或β单相区保温后快速冷却可获得绝热ω相，而当合金在淬火后进行较低温度时效处理获得的ω相则是等温ω相。通常在钛合金中添加一定量的β稳定元素可以促进合金中ω相的形成。对于等温ω相而言，在升高温度后会产生β→β+ω(等温)以及β+ω(等温)→α+β两个相变过程。

图2(c)为450 ℃时效后的XRD图谱局部放大图。由图中可以看出，经过500 ℃时效处理后，在2θ=21.4°附近没有出现ω相的衍射峰。在本文中，合金经过950 ℃淬火后在450 ℃时效析出等温ω相，而在500 ℃及以上温度进行时效处理则没有等温ω相的出现，表明Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金等温ω相析出温度在450 ℃附近，这与相关文献表明亚稳β相在500 ℃以下进行时效时首先析出等温ω相一致[13]。ω相是硬脆相，在一定程度上可以提高合金的强度，但对合金的塑韧性会产生很大的危害，因此在热处理过程中需要避免ω相的形成。

(a) 450～700 ℃时效处理后XRD图谱　　　　　　　　(b) 450 ℃时效后20°～45°XRD细节图

(c) 500 ℃时效后20°～45°XRD细节图注：STA(Solution Treatment and Aging，固溶时效处理)图2　Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金经过950 ℃淬火后在不同温度下时效的XRD图谱

2.3退火温度对合金相结构影响

图3为Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金在不同温度下保温120 min后随炉冷却的XRD图谱。由图中可以看出，550 ℃和850 ℃退火处理后合金主要由α相和β相组成；而当退火温度为650 ℃和750 ℃时，合金中除了α相和β相外还存在FCC结构相。

通过Maud软件对XRD数据进行处理得出不同相的相对含量，如图3(b)所示。退火温度为550 ℃时，合金中的α相和β相的含量分别为75.52%和24.38%。相对于原始态的β相含量36.92%，经过退火处理后合金中β相的含量明显降低，这是由于原始态的Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金经过锻造后空冷，过快的冷速使得亚稳β相来不及转变而被截留至室温，在随后的退火处理过程中残留的β相向α相转变，从而造成了β相含量降低。当退火温度为650 ℃和750 ℃时，合金中残余β相含量进一步降低，但残余β相的含量变化不大，同时出现的FCC结构相的含量为2.78%和3.58%，主要发生的相变为β(残余)→α+FCC，由此可判断出FCC相的形成可抑制残余β相向α相的转变。结合图1，合金的Tα→β温度为789 ℃，因此在550、650和750 ℃退火时，合金主要发生的相变是残余β相向α相的转变。对于扩散型转变而言，当温度越高，原子的扩散速率也就越快，因此650 ℃和750 ℃退火后的残余β相含量要低于550 ℃时退火后残余β相的含量。当退火温度达到850 ℃后，合金由α相和β相组成，没有出现其他的结构相，并且合金中残余β相的含量明显增加，达到33.54%。这是由于此时的退火温度已经进入Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金的双相区范围，靠近α→β开始转变温度789 ℃，α相和β相的相对含量趋于平衡。同时在850 ℃退火处理后，合金中没有出现FCC结构，由此可判断出其形成温度范围在550 ℃

(a) XRD图谱　　　　　　　　　　　　　　　　　　　(b) 各相的相对含量图3　Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金在不同退火温度下的XRD图谱

2.4退火时间对合金相结构影响

图4　Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金在不同保温时间的XRD图谱

图4为Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金在850 ℃分别保温30 min和120 min后的XRD图谱。由图中可以看出，在850 ℃保温120 min后出现了明显β(110)晶面衍射峰，残余β相的含量为33.54%；而保温30 min的样品没有出现明显的β(110)晶面衍射峰，只是α(002)衍射峰明显宽化，其残余β相含量为25.84%。由此可知，Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金在相变过程中不仅受到原子扩散速率的影响，同时保温时间对其也有很大影响。

3　结　论

本文通过对Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金进行时效处理和退火处理，研究了在热处理过程中时效温度、退火温度及退火时间对合金相结构和相对含量的影响，得出理以下结论：

(1)Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金在时效过程中主要发生的相变是α″+β(亚稳)→α+β；在450 ℃时效出现硬脆相等温ω相，发生α″+β(亚稳)→α+β+ω；在700 ℃时效时，FCC马氏体相分解，发生α″+β(亚稳)+FCC→α+β；在低于700 ℃时效时，合金中的β相的含量随着时效温度的升高而逐渐降低，在此过程发生α″+β(亚稳)→α。

(2)Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金在550 ℃到850 ℃保温120 min随炉冷却后，合金中的β相的含量首先随着退火温度的升高而降低，在此过程β相向α相转变起主导地位；而后随着退火温度进一步升高至相变开始温度以上时，合金中β相的含量明显增加。并且在650 ℃和750 ℃退火时，合金中出现FCC相，FCC相析出可抑制残余β相向α相转变。在850 ℃退火，保温时间越长，Ti-20Zr-6.5Al-3.5V合金中β相的含量也就越高。

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[责任编辑：谢 平]

Phase transformation of Ti-20Zr-6.5Al-3.5V alloy

JING Ran,LI Chuang,ZHANG Feng-gang

(School of Material Science and Engineering, Shaanxi Sci-Tech University, Hanzhong 723000, China)

The effect of the aging temperatures, annealing temperatures and time on the phase transformation and the relative amount of Ti-20Zr-6.5Al-3.5V alloy were studied by means of the differential scanning calorimetry and X-ray diffraction. Also, the mechanism of the phase transformation was discussed under different heat treatment conditions. The result indicated that aged below 700 ℃ the phase of alloys transformed asα″+β(metastable)→α+β, and at 450 ℃ agingω(isothermal) was precipitated and at 700 ℃ aging FCC structure was completely decomposed or/and transformed. With the annealing temperatures changing, the phase structures and relative amount of alloy were also changed. And the precipitation of FCC structure could suppress theβphase transforming toαphase. Meanwhile, annealing at 850 ℃, with annealing times increasing the content ofβphase was higher.

Ti alloy;solid-state phase transformation;Martensite

1673-2944(2016)05-0006-05

2016-05-28

2016-07-15

陕西省高校科协青年人才托举计划项目(20160126)；陕西理工学院科研基金资助项目(SLGQD14-13)

景然(1984—)，男，陕西省汉中市人，陕西理工大学讲师，博士，主要研究方向为金属材料强韧化。

TG146.23

A