TC4-DT钛合金的相变过程原位观察

王文盛，刘向宏，赵小花，郝 芳，张小航，张 海

(1.西部超导材料科技股份有限公司 特种钛合金材料制备技术国家地方联合工程实验室，陕西 西安 710018)(2.航空工业成都飞机设计研究所，四川 成都 610091)

0 引 言

TC4-DT钛合金是我国“十五”期间研制的一种中强高损伤容限型钛合金。通过纯净化熔炼、新型准β热处理(准β锻造)等创新工艺制造的该合金可满足我国新一代飞机长寿命、高可靠性的设计需求。TC4-DT钛合金也是我国从静强度转变为“损伤容限”设计思想后开发的第一类钛合金，并且实现了批量生产及应用[1-3]。静强度需要的“球状组织”转变到损伤容限需要的“片层组织”[4]，所涉及到的加工过程是全新的，对“球状组织”的“加工-组织-性能”经验不一定适用于“片层组织”。为此，利用共聚焦显微镜原位观察了存在强织构和正常组织2种组织的TC4-DT钛合金，从室温升温至1 170 ℃过程中的相变和再结晶现象，以了解初始组织不同的TC4-DT钛合金在由“球状组织”转变到“片层组织”过程中的差异。

1 实 验

同炉TC4-DT钛合金铸锭经A、B两种不同锻造工艺加工成φ450 mm棒材。图1为采用X射线衍射仪(XRD)得到的A、B工艺棒材的不完全极图。可以看出，A工艺棒材具有很强的织构，其(0002)面的最大极密度达到123.0，而B工艺棒材的组织正常，其(0002)面的最大极密度为20.87。

图1 A、B 两种工艺获得的TC4-DT钛合金棒材的不完全极图Fig.1 Incomplete polar diagrams of TC4-DT titanium alloy by two different kinds of technics:(a)technic A;(b)technic B

从A工艺棒材上截取3组试样，编号分别为1#、2#、3#，从B工艺棒材上截取2组试样，编号分别为4#、5#。试样尺寸均为φ5 mm×5 mm。对2#、4#试样进行1 000 ℃×30 min/AC热处理。5组试样均先进行抛光，然后对1#、2#、4#试样进行化学浸蚀。

采用共聚焦显微镜对1#、3#、5#试样进行高温金相观察(原位)。试样从室温开始加热，以约2 ℃/s的升温速率升温至900 ℃(Tβ-85 ℃)，然后将升温速率降低至约0.8 ℃/s，从900 ℃升温至950 ℃(Tβ-35 ℃)后保温500 s，观察球状α相到β相的转变过程；升温至1 000 ℃(Tβ+15 ℃)，保温500 s，观察β晶粒的再结晶过程；继续升温至1 100 ℃和1 170 ℃，分别保温100 s左右，观察这2个温度下β晶粒的再结晶过程。采用光学显微镜观察2#、4#试样R态和热处理后的显微组织(非原位)，观察2#、4#试样热处理后的低倍组织。表1为不同编号的试样表面处理方式及观察方法。

表1试样表面处理方式及观察方法

Table 1 Surface treatment methods and observation methods of different specimens

2 结果与分析

2.1 试样表面处理方式对原位观察的影响

图2为1#和3#试样在500、950、1 100 ℃三个温度点的原位观察照片。由于1#试样进行了化学浸蚀，从室温至950 ℃的整个加热过程中均可观察到明显的α-β相组织，3#试样在温度升高至500 ℃时方能观察到α-β相组织。高温金相试验过程中组织的显现是利用物理腐蚀的原理进行的，即在高温与真空条件下，试样表面在各个区域内以不同速度进行选择性蒸发，形成深浅不同的热蚀沟来实现[5]。热蚀组织并不是在所有温度下均能显现，只有在热蚀温度以上时才发生。

对比图2b与图2e可以看出，在950 ℃时，1#试样相界处(球状α相与β基体相、α′相与β基体相)的浸蚀程度比3#试样更深。这是因为在两相或多相合金的化学浸蚀过程中，相界也有晶界的性质，相界溶解较快，在相与相界、相与相之间会出现凹陷，从而显示出相或组织。对1#试样的原位观察可以得出，TC4-DT钛合金化学浸蚀和热蚀过程均是优先在相界和晶界处开始，从而显现出组织。

对比1#和3#试样从950 ℃至1 100 ℃加热过程的组织形貌变化，可以观察到3#试样的球状α相逐渐消失，并且可以看到试样表面的变形浮凸；而1#试样仍然可观察到“球状α相”，主要原因是1#试样经过化学浸蚀，加上后续的热蚀导致浸蚀过度，影响了组织观察。因此，两相钛合金在进行高温金相原位观察时，试样表面仅需抛光处理，若采用化学浸蚀反而会影响原位观察效果。

2.2 α→β相转变过程的原位观察

图3为5#试样从950 ℃升温至1 000 ℃过程中的组织演变。当TC4-DT钛合金加热到950 ℃时，可以看到清晰的球状α相，含量在80%左右(见图3a)；随着保温时间的延长，可以明显的看到浮凸现象(见图3b)。这种浮凸现象仅发生在与相变、滑移有关的过程中，与其它因素无关[6]。对于钛合金，当具有密排六方晶体结构的α-Ti与具有体心立方晶体结构的β-Ti发生转变时，伴随着相变在试样表面上产生了明显的条纹状变形浮凸。保温时间延长至500 s，可以看到变形浮凸增加，并且部分球状α相已经模糊不清，但仍然能看到个别清晰的球状α相(见图3c)。在原位观察中，可以从这些清晰的球状α相判断α→β相转变的进程。试样继续加热至1 000 ℃并当保温时间到90 s时，观察到α相转变完成，变形浮凸也不再增加；当保温时间到500 s时就可以观察到明显的晶界以及再结晶过程中晶界的迁移现象(见图3f)。

图2 试样表面化学浸蚀和抛光对原位观察效果的影响Fig.2 Influence of surface chemical etching and polishing on in-situ observation for specimens：(a)1# 500 ℃；(b)1# 950 ℃；(c)1# 1 100 ℃；(d)3# 500 ℃；(e)3# 950 ℃；(f)3# 1 100 ℃

图3 5#试样从950 ℃升温至1 000 ℃过程中的组织演变Fig.3 Microstructure evolution of 5# specimens during heating from 950 ℃ to 1 000 ℃：(a)950 ℃×0 s；(b)950 ℃×300 s；(c)950 ℃×500 s；(d)1 000 ℃×0 s；(e)1 000 ℃×90 s；(f)1 000 ℃×500 s

在本试验条件下，可以观察到α→β相的转变温度区间为950～1 000 ℃，原位观察中判断α→β相发生转变的条件是观察到变形浮凸，当相变完成后变形浮凸不再增加，并且随着温度和时间的增长，变形浮凸也会慢慢消失。

2.3 强织构对晶粒再结晶长大的影响

图4为2#和4#试样分别在R态和1 000 ℃×30 min/AC热处理后的组织。可以看出，2#试样和4#试样R态组织无较大差异，均为等轴组织，但经过热处理后，4#试样的低倍组织上可以看出明显的晶粒(图4b)，尺寸约0.2～1.5 mm，而2#试样上观察不到晶粒(图4e)。使用光学显微镜观察，4#试样可以观察到完整的晶粒和晶界(图4c)，而2#试样同样没有明显晶界，仅能观察到交织的集束状片层组织(图4f)。此外，对比图4c与图4f中的片层组织可以发现，2#试样中的片层组织长度较短，尺寸在100～400 μm，4#试样中的片层组织长度较长，尺寸在200～1 000 μm。

根据Appolair等人[7]的研究，片层组织是在β→α相转变过程中的晶界α相上形核长大的，片层组织生长过程中若遇阻挡(如晶界或其他方向生长的片层组织或球状α相组织)则停止生长。在图4f中观察不到明显的晶界α相，说明该组织中存在光学显微镜下不易观察到的亚晶和亚晶界。

图5为3#和5#试样在1 000、1 100、1 170 ℃下的原位观察照片。实验中每个温度点下保温100 s，以便观察不同温度点下β晶粒的再结晶过程。通过原位观察发现，3#试样在1 000 ℃和1 100 ℃下均未形成β晶界，并且未发现晶界迁移。继续升温至1 170 ℃时才发现β晶界，但是β晶粒长大和β晶界的迁移速度均非常缓慢。5#试样加热至1 000 ℃时就出现了β晶界，继续加热至1 100 ℃时可以观察到明显的晶界迁移，并且此时晶界迁移速度快，可同时观察到新生成的β晶界和原始β晶界消失，说明β晶粒的长大速度较快。

为了解2种类型组织晶粒长大和晶界迁移差异的原因，我们先对金属晶体长大时晶界的迁移行为进行分析。对于金属晶体材料，大量的晶粒堆砌在一起构成了充满空间的连续体，晶粒之间没有空隙、也没有重叠，可借助凯尔文多面体来描述晶粒的形状[8-9]。图6给出了与实际多晶体晶粒形状更接近的β型凯尔文十四面体，其多边形表面包括了4个六边形，8个五边形和2个四边形；此外还有36条棱边，以及以多个棱边交汇点为中心构成的24个角隅。

图5 3#、5#试样在从1 000 ℃升温至1 200 ℃过程中的组织演变Fig.5 Microstructure evolution of 3# and 5# spceimens during heating from 1 000 ℃ to 1 200 ℃：(a)3# 1 000 ℃；(b)3# 1 100 ℃；(c)3# 1 170 ℃；(d)5# 1 000 ℃；(e)5# 1 100 ℃；(f)5# 1 170 ℃

图6 β型凯尔文十四面体示意图Fig.6 Schematic diagram of β type of Kelvin’s tetrakaidecahedron

这种形状的晶粒以14个多边形表面与其他晶粒面面相连，每个棱边由该晶粒2个表面多边形共享，并与邻接的其他2个晶粒连接，即每个棱边由3个晶粒共享。每个角隅处会与邻接的其他3个晶粒构成的棱边连接，即多晶体内每个角隅处有4个棱边汇集在一起，造成4个晶粒共享一个角隅。

在三维多晶体内角隅的迁移是晶粒长大中的主要过程，其晶粒的平均半径R、加热温度T、加热时间t之间的关系如式(1)所示[10]：

(1)

式中，C为广义迁移率；C0为角隅迁移的广义迁移率常数；R0为加热前平均的初始晶粒半径；n为加热时间的指数；ΔH为激活焓；k为玻尔兹曼常数。其中，C0表达式如式(2)所示：

(2)

式中，γb为单位面积的界面能；m0为与温度无关的迁移率常数；Δy为与角隅连接的6个晶面上弯曲扇面的半径。

材料产生强织构的原因是其在再结晶长大前经过大变形量的冷变形(如冷轧)，或者在再结晶温度以上某一温度范围内经过大变形(如热锻等)，导致材料中的晶粒具有某种择优取向[11]。当材料存在强织构时，由于取向接近的晶粒之间的小角度晶界具有较低的迁移率m0和界面能γb，引起角隅迁移的广义迁移率常数C0的下降，从而导致晶粒长大缓慢。因此，具有强织构的3#试样在不同温度下的晶界迁移速度均慢于5#试样。

3#试样在加热至1 000 ℃时的原位观察中未发现明显的晶界迁移，在1 170 ℃时才出现β晶界的缓慢迁移。因此，强织构会阻碍晶粒再结晶长大，只有加热至Tβ以上一定温度时，晶粒才能再结晶长大。这也说明了当再结晶的热激活能足够高时，可以抵消强织构对晶粒再结晶长大的阻碍作用。

3 结 论

(1)使用共聚焦显微镜对TC4-DT钛合金进行原位观察，当加热温度大于500 ℃时，无需化学浸蚀即可以进行原位观察。

(2)TC4-DT钛合金在950 ℃时α相开始转变为β相，到1 000 ℃时α相完全转变为β相。

(3)强织构对晶粒再结晶长大有阻碍作用。具有强织构的TC4-DT钛合金，即使升温至相变点温度以上时，仍可能观察不到明显的再结晶现象。只有加热至Tβ以上一定温度时，晶粒才能再结晶长大。