熱處理對多向鍛造TiBw/Ti復合材料組織和力學性能的影響

楊棟杰，嵇 祥,郭沖霄,馮 弘，張樹志，張長江

(1.山西機電職業(yè)技術學院 材料工程系, 山西 長治 046011)(2.太原理工大學 材料科學與工程學院, 山西 太原 030024)

鈦基復合材料因具有高的比強度、比剛度及良好的耐腐蝕性和蠕變性能而廣泛應用于航空航天、船舶制造等領域[1,2]。研究發(fā)現(xiàn)，通過原位反應引入TiBw、TiCp等陶瓷顆粒增強相，可進一步提高鈦基復合材料的力學性能[3,4]。目前，顆粒增強鈦基復合材料(PTMCs)主要有粉末冶金法、反應燒結法、熔鑄法等制備方法，其中,熔鑄法因工藝簡單、成本低且易于成形復雜形狀的工件而成為制備PTMCs的常用方法之一[5]。但通過熔鑄法制備的PTMCs存在縮松、孔洞及顆粒增強相分布不均等問題[6]，會對復合材料的力學性能造成不利影響，所以通常采用熱變形加工來改善其成形性能。多向等溫鍛造是常用的熱加工工藝之一，能夠有效提高和優(yōu)化PTMCs的室溫和高溫力學性能[7]。

PTMCs的力學性能很大程度取決于其顯微組織，固溶時效熱處理是優(yōu)化塑性變形后PTMCs組織和性能的有效手段；α/β相區(qū)、β相區(qū)熱處理及三重熱處理是改善PTMCs力學性能最常用的熱處理工藝[8-10]。Ma等[11]研究認為，α/β相區(qū)、β相區(qū)熱處理后的等軸α相和片層α相具有相似織構且隨著固溶溫度升高，鍛態(tài)TiBw/Ti復合材料織構逐漸增強。Li等[12]通過研究發(fā)現(xiàn)，相比于β相區(qū)熱處理，三重熱處理能夠在保證鍛態(tài)(TiBw+La2O3)/Ti復合材料強度的同時提高其塑性。但是，對于不同相區(qū)固溶熱處理對鍛態(tài)復合材料α相向β相轉變及TiBw對β相轉變的影響卻少有分析。

本研究主要分析不同相區(qū)固溶時效熱處理對多向鍛造TiBw/Ti復合材料組織和室溫力學性能的影響，并分析了TiBw/Ti復合材料的組織演變過程，為優(yōu)化復合材料熱處理工藝提供借鑒。

1 實 驗

將鍛態(tài)TiBw/Ti復合材料分別在950 ℃(兩相區(qū))、1050 ℃(β相轉變點以上10 ℃)、1150 ℃(單相區(qū))固溶處理1 h，空冷；隨后在650 ℃時效熱處理1 h，空冷。為了便于闡述，將3種熱處理試樣分別命名為HT1、HT2、HT3。在鍛件中心位置，沿鍛造方向切取金相試樣。鍛態(tài)及熱處理試樣經(jīng)切割、打磨、拋光，用Kroll試劑腐蝕后，通過Quanta 200FEG型掃描電子顯微鏡(SEM)、TESCAN S8000型雙束聚焦離子顯微鏡(配備有電子背散射衍射〔EBSD〕系統(tǒng))以及Tecnai G2F30型透射電子顯微鏡(TEM)觀察顯微組織。在Instron 5500R型萬能材料試驗機上測定材料的室溫拉伸性能，拉伸位移速度為0.5 mm/min，并用引伸計記錄位移變化。

2 結果與討論

2.1 微觀組織

圖1所示為鍛態(tài)TiBw/Ti復合材料的SEM照片和EBSD像。從圖1可以看出，鍛態(tài)TiBw/Ti復合材料顯微組織由片層α相、等軸初生α相和片狀TiBw組成，TiBw沿鍛造方向分布。

圖1 鍛態(tài)TiBw/Ti復合材料的SEM照片和EBSD像Fig.1 SEM micrograph (a) and EBSD image (b) of as-forged TiBw/Ti composites

鍛態(tài)TiBw/Ti復合材料經(jīng)過固溶時效熱處理后的顯微組織及晶粒尺寸如圖2和表1所示。從圖2可以看出，熱處理后TiBw增強相尺寸與鍛態(tài)(圖1)近乎相同，大部分TiBw沿鍛造方向分布，但基體α相尺寸和分布發(fā)生了明顯變化。HT1試樣基體為典型的雙態(tài)組織，由等軸狀初生α相和片狀α集束組成(圖2a)。相對鍛態(tài)組織，初生α相的晶粒尺較大，α集束單個晶粒片層尺寸較小。HT2試樣基體中大部分初生α相消失，β晶界出現(xiàn)，晶粒內(nèi)為粗大的α集束或α片層，TiBw沿β晶界分布。HT3試樣基體為典型的魏氏組織，初生α相完全消失，β晶界明顯擴大，β晶界內(nèi)α集束變細(圖2c)。固溶溫度在兩相區(qū)時，初生α相主要分布在TiBw富集區(qū)域，在空冷過程中TiBw通過抑制周圍α片層生長，使其形成等軸晶粒[14]，而遠離TiBw富集區(qū)域時,α相受到的束縛較小，易形成片層晶粒；原始組織中未轉變的初生α相在保溫過程中由于曲率的差異而發(fā)生球化[15]。固溶溫度在靠近相轉變點的單相區(qū)時,TiBw沿β晶界分布，β晶內(nèi)TiBw含量相對較少，說明在α+β→β轉變過程中，TiBw能夠作為β相形核位點。固溶溫度在遠離相轉變點的單相區(qū)時，由于溫度較高，晶體滑移系多且活躍[16]，TiBw對β相生長抑制作用較弱，β晶粒長大，在隨后的空冷過程中由于冷卻速度較快，α相沿β晶界析出，但沒有充分時間長大，所以形成較細長的α集束。

圖2 不同熱處理后TiBw/Ti復合材料的顯微組織Fig.2 Microstructures of TiBw/Ti composites after different heat treatments: (a) HT1; (b) HT2; (c) HT3

表1 鍛態(tài)及不同熱處理后TiBw/Ti復合材料的晶粒尺寸Table 1 Grain size of TiBw/Ti composites as forged and after different heat treatments

圖3為HT3試樣透射組織形貌及TiBw衍射斑點。從圖3可以看出，經(jīng)固溶時效熱處理后，HT3試樣中TiBw增強相與基體界面非常干凈，無界面產(chǎn)物產(chǎn)生。此外，可以看到TiBw周圍分布著細長β相，能夠說明TiBw在α+β→β相轉變過程中能夠作為β相的形核位點。β相周圍是大塊的等軸α晶?；颚疗瑢蛹?，能夠解釋空冷過程中β→α轉變時α相沿β晶界析出。TiBw富集區(qū)域的片層α相和α片層集束能夠證明，TiBw可以作為α相形核位點，并對α相的生長有阻礙作用。

圖3 HT3試樣的TEM像及TiBw衍射斑點Fig.3 TEM image of HT3 sample and selected area electron diffraction pattern of TiBw

2.2 拉伸性能

圖4為鍛態(tài)及熱處理后的TiBw/Ti復合材料的應力-應變曲線和室溫拉伸性能。從圖4可以發(fā)現(xiàn)，固溶時效處理能夠明顯提高鍛態(tài)TiBw/Ti復合材料的抗拉強度和屈服強度，但同時會導致塑性明顯降低。與鍛態(tài)復合材料的室溫拉伸性能相比，HT1、HT2、HT3試樣的抗拉強度分別提高了27.68、60.51、89.76 MPa；屈服強度分別提高了49.19、80.12、114.78 MPa；延伸率分別減少了1.2%、2.26%和3.03%。經(jīng)固溶時效處理后，復合材料的α晶粒明顯細化，縮短了位錯的有效滑移距離，降低了應力集中從而使基體強度提高[17]。隨著固溶溫度的升高，α+β→β相轉變過程從兩相區(qū)間跨越到單相區(qū)間，α+β→β相轉變速率加快，β晶粒能夠充分形核和長大，且隨后的空冷溫差決定了高溫度區(qū)間更容易析出尺寸較細的片層α相，所以HT3試樣的抗拉強度和屈服強度最高，HT2試樣次之，HT1試樣最低。PTMCs的室溫塑性主要取決于基體組織對位錯的阻礙作用和基體與增強相的協(xié)調變形能力[18]。相對較粗大的等軸α相和片層α相對位錯滑移的阻礙能力更強[19]，且等軸狀α相與TiBw的協(xié)調變形能力更強。所以，經(jīng)兩相區(qū)固溶時效處理后的雙態(tài)組織材料的延伸率最高；固溶溫度在靠近相轉變點的單相區(qū)得到的相對較粗大的片層組織材料的延伸率下降；固溶溫度在遠離相轉變點的單相區(qū)得到的較細長的魏氏組織材料的延伸率最低。

圖4 鍛態(tài)及不同熱處理后TiBw/Ti復合材料的應力-應變曲線和室溫拉伸性能Fig.4 Stress strain curves and room temperature tensile properties of TiBw/Ti composites as forged and after different heat treatments

綜合考慮，對多向鍛造的TiBw/Ti復合材料進行固溶時效熱處理時，固溶溫度對基體組織和力學性能起到關鍵性作用。經(jīng)過多向鍛造的TiBw/Ti復合材料為雙態(tài)組織，晶粒較細，塑性高但強度低，不能滿足強度與塑性的最佳匹配。在相轉變點以上100 ℃以內(nèi)，通過提高固溶溫度，可以控制初始雙態(tài)組織中初生α相的含量及細化α片層或集束，能夠明顯提高復合材料的抗拉強度和屈服強度，但α片層或集束細化后會降低其與TiBw增強相的協(xié)調變形能力，導致在提高強度的過程中伴隨著塑性的下降。所以通過單相區(qū)熱處理提高鍛態(tài)TiBw/Ti復合材料力學性能時，基體組織中應留有少量的初生α相，以保證基體具有良好的塑性。

3 結 論

(1) 鍛態(tài)TiBw/Ti復合材料在兩相區(qū)固溶時效處理后，基體為典型的雙態(tài)組織，當固溶溫度超過β相轉變溫度時，初生α相消失，基體轉變?yōu)榈湫偷奈菏辖M織。

(2) TiBw/Ti復合材料在兩相區(qū)固溶時效處理后，TiBw沿初生α相分布，固溶溫度在靠近相轉變點的單相區(qū)時，TiBw沿β晶界分布，固溶溫度在遠離相轉變點的單相區(qū)時，TiBw沿β晶界或α集束分布。

(3) 隨著固溶溫度的升高，TiBw/Ti復合材料的室溫抗拉強度逐漸提高，塑性逐漸降低。