TiBw/TA15复合材料热处理工艺研究

刘莹莹，付明杰，王富鑫，曾元松

（中国航空制造技术研究院，北京 100024）

非连续纤维增强钛基复合材料因高性能陶瓷增强相的引入，相比于基体合金其比强度、比模量及耐高温性能提升显著，是目前提升高温钛合金服役温度的有效途径。选择强塑性匹配良好、高温性能以及焊接性能优异的TA15 高温钛合金作为复合材料基体，结合TiB 增强相有望进一步提升基体合金的耐热温度。近年来，本研究团队以高超声速飞行器耐高温结构件用材为研究导向，针对不同增强相含量的TiBw/ TA15 复合材料大尺寸薄板成形工艺进行了大量的优化研究，目前各项性能指标均有较大的提升。为了进一步改善非连续纤维增强钛基复合材料综合性能的匹配，需系统开展热处理工艺研究。

钛基复合材料的热处理主要包括对基体和增强相两部分的优化。TA15 基体合金属于近α 型合金，含有一定量的β 稳定元素，不同的热处理制度下初生α 相的含量、尺寸、形态，片层α 相的厚度、长径比、集束尺寸和取向以及β 晶粒尺寸均会发生一定的改变。通过热处理工艺的优化可达到改善基体合金性能的目的。研究表明，TiBw增强相在热处理过程中属于稳定相[1]，不发生明显的变化，但其存在对基体合金中的两相（α、β）转变、次生相的形核以及β 晶粒的生长均有一定的影响[2-3]。目前，有关钛基复合材料的研究大多集中于不同种类增强相的复合材料制备以及热变形行为研究，关于热处理工艺的研究相对较少，且缺乏系统的研究[4-10]。因此，本文以前期研究中两相区轧制后TiBw/TA15 复合材料板材为研究对象，重点针对固溶-时效以及双重退火两种热处理工艺展开研究，旨在进一步优化复合材料组织结构，改善性能，为高超声速飞行器耐高温结构件提供选材。

试验及方法

试验用材料为中国航空制造技术研究院研制的1.5mm 厚α+β 相区轧制退火态的TiBw/TA15 复合材料板材，初始轧制温度为1000℃，退火温度为850℃。采用金相法测得的β 相转变温度为1010℃。图1为RD 方向（轧制方向）板材退火1h 后的显微组织。复合材料经热轧+退火工艺处理后获得混合组织。初生α 相（αp）体积分数大约为40%，形貌为球状、椭球状或沿轧制方向拉长的条带状。β 转变组织（βt）中的次生α相（αs）退火过程中发生了明显的球化，尺寸较小，仅有少部分保留变形后冷却过程中形成的针状形貌特征。TiB 晶须沿轧制方向发生破碎并在局部破碎端部存在变形孔洞。

图1 TiBw /TA15 复合材料原始显微组织Fig.1 Original structure of TiBw / TA15

试验采用的热处理设备为标准马弗炉，沿板材轧向取样进行热处理，观察其显微组织结构变化，表1为详细热处理制度。显微组织观察采用日本OLYMPUSBX41M 金相显微镜（OM）和美国FEI 的Quanta250 FEG 场发射扫描电子显微镜（FESEM）。显微组织观察前对试样分别进行打磨（200～1000 目水磨砂纸）、抛光（SiO2悬浮液）和腐蚀（Kroll 腐蚀剂体积分数3% HF+6%HNO3+91% H2O，腐蚀5～8s）处理。硬度测试在具有菱形压头的维氏硬度计上进行，为防止试样表面氧化物和污染层对试验结果的影响，测试前利用金相砂纸对试样逐级打磨至2000 目砂纸。测试时加载载荷为500g，加载时间10s。

表1 TiBw/TA15 复合材料热处理工艺参数Table 1 Heat treatment parameters of TiBw/TA15 composites

结果与讨论

1 固溶-时效热处理工艺研究

1.1 复合材料显微组织及硬度随固溶温度的演变

卢凯凯等[11]指出，固溶温度是影响钛合金显微组织中初生α 相含量的关键因素。图2为复合材料在940～1000℃之间固溶0.5h 空冷后的显微组织。可以看出，两相区固溶热处理后复合材料的显微组织为双态组织，即在βt转变组织基体上存在部分初生αp相。初生αp相形貌均表现为球状或椭球状，分布较为均匀，球状初生αp平均晶粒直径大约为5μm；随着固溶温度的升高，初生αp相部分回溶于基体当中，形成βt转变组织。由于变形后α 相中残余变形储存能有限，热处理过程中αp未能发生完全再结晶，因此仍保留有部分条带状αp相，但相比于轧制态组织，这种条带状αp相明显减少，且长宽比下降。由于复合材料板材厚度较薄，空冷过程中βt转变组织来不及发生βt→α 的平衡转变，形成细针α′马氏体相。两相区固溶热处理过程中TiB 晶须未发生明显变化，仍以轧制后破碎带状形态分布于基体当中。

图2 不同温度固溶处理后的复合材料显微组织Fig.2 Microstructures of α+β region at different solution temperatures

图3为复合材料经两相区不同温度固溶处理后，在700℃统一时效1h 后RD 位置处的显微组织。可以看出，两相区固溶处理后，时效过程中βt转变组织发生了明显的变化，相比于轧制态组织，固溶处理后球状次生αp相尺寸增加，含量减少，随着固溶温度的升高，球状次生αp相发生α→β 相变，逐渐回溶于基体当中，980℃固溶处理后基本完全回溶。时效过程中，固溶冷却形成的针状α′马氏体相发生分解，转变为细小平衡态次生αs相，采用图像分析软件测得的次生αs相平均宽度约为500nm，取向一致，呈集束状分布。

图3 不同温度固溶处理统一时效后的复合材料显微组织（α+β 相区）Fig.3 Microstructures of α+β region at different solution temperatures

图4为两相区固溶处理后，不同温度下复合材料中初生αp相体积百分比的统计结果。940℃、960℃、980℃和1000℃温度固溶处理后初生αp相体积百分比大约分别为42%、30%、24%和15%。随着两相区固溶温度的升高，初生αp含量不断下降，相应的βt转变组织含量增加，呈现球状，且βt转变组织及次生αs片层尺寸略微增加。

图4 不同温度固溶处理后复合材料中初生α 相及β 相转变组织含量变化（α+β）Fig.4 Primary α phase and β phase content of composites treated with different solution temperatures

图5为复合材料经β 相区不同温度固溶热处理后的显微组织。β相区固溶处理后，复合材料基体组织中初生αp相全部回溶，冷却过程中形成针状α′马氏体相（图5（b）和（c））。与两相区固溶处理类似，TiB晶须在相转变温度以上固溶处理后也未发生明显变化，以轧制后破碎网状形式勾勒出了β 晶粒形貌。表明热处理过程中TiB 为稳定结构，不会随热处理制度的改变而发生变化。时效热处理后，基体组织中α′马氏体相发生分解，形成网篮状组织，α片层交织分布，无明显集束特征，尺寸细小，随固溶温度的升高，β 晶粒尺寸及α 片层厚度略微增加。

图5 不同温度固溶处理后的复合材料显微组织（β 相区）Fig.5 Microstructures of β region at different solution temperatures

图6为复合材料经α+β 和β 相区不同温度固溶处理后，在700℃统一时效1h 后的显微硬度测量值。α+β 两相区固溶处理后，随着固溶温度的升高，复合材料显微硬度值不断增加；β 相区固溶处理后，复合材料显微硬度值呈现先增加后降低的趋势，但整体硬度值高于两相区固溶处理，且在1040℃温度固溶处理后复合材料硬度达到峰值505HV。两相区固溶处理时，复合材料显微组织为典型的双态组织，双态组织中尺寸较大的初生αp相有利于复合材料变形时的协调。当复合材料进行塑形变形时，滑移首先在部分取向因子较大的αp相中进行，固溶温度较低时，αp相含量较高，变形在αp相中能迅速扩展，应力集中得到有效缓解，因此固溶温度较低，复合材料能承受较大的变形，强度硬度较低。随着固溶温度的升高，组织中初生相含量逐渐减少，协调变形能力下降，因此复合材料显微硬度值增加，当固溶温度升高至β 单相区后，复合材料由双态组织转变为网篮组织，其整体显微硬度值增加，但随着固溶温度的继续升高，网篮组织中α 片层存在粗化趋势，因此单相区固溶温度过高反而会导致其显微硬度值的降低。

图6 不同温度固溶处理后复合材料的显微硬度测量值Fig.6 Microhardness of composites at different solution temperatures

1.2 固溶时间对复合材料显微组织及硬度的影响

图7为复合材料在1000℃固溶温度下固溶不同时间后的显微组织。可以看出，固溶0.5h、1h、2h 空冷后，复合材料基体组织由条带状、球状初生αp和βt转变组织组成，βt转变组织中存在针状α′马氏体相。不同固溶时间下，基体组织中初生αp相体积百分比未发生明显改变，约为15%，且条带状αp相向球状αp相转变，球状αp相尺寸略微增大，表明随着固溶时间的延长，复合材料中初生αp相有合并长大的趋势，当固溶时间延长至2h 时，αp平均直径约为6.5μm；时效后，βt转变组织中针状α′马氏体相发生分解，可在时效态组织中观察到明显的细小次生αs相。固溶时间的延长对βt转变组织中次生αs相的厚度及TiB 晶须形貌和分布影响较小，不同固溶时间处理后αs尺寸未发生明显变化，TiB 晶须沿轧制方向弥散分布。通过1000℃温度固溶0.5h、1h、2h 后复合材料的显微硬度值进行统计（图8）发现，1000℃温度固溶不同时间后，复合材料显微硬度值变化很小，表明相同固溶温度下，不同固溶时间所带来的显微组织的细微差异并未引起材料显微硬度值的明显变化，复合材料显微硬度值主要与组织中初生αp相及αs数量及尺寸有关。

图7 不同固溶时间下复合材料的显微组织Fig.7 Microstructure of composites in different solution time

图8 不同固溶时间下复合材料的显微硬度测量值Fig.8 Microhardness of composites in different solution time

1.3 时效温度对复合材料显微组织及硬度的影响

图9为复合材料分别经980℃/0.5h/AC 和1100℃/0.5h/AC 固溶处理后，在不同时效温度下时效1h 后的显微组织。980℃温度固溶处理后，随时效温度的升高，初生αp含量及尺寸未发生明显变化，TiB 晶须沿轧制方向断续分布。通过对β 转变组织中次生αs片层厚度的统计发现，650℃、700℃和750℃时效温度下次生αs片层厚度差别较小，其平均厚度大约分别为0.28μm、0.35μm 和0.40μm。复合材料在650℃温度下时效β 转变组织已发生充分的分解，时效温度升高至750℃时，已分解的次生αs片层存在粗化的趋势；1100℃温度固溶处理后，650 ℃、700 ℃和750℃时效温度下基体α 片层平均厚度大约分别为0.31μm、0.42μm 和0.50μm，即随着时效温度的升高，α片层发生粗化，且在750℃温度时效处理后β 晶粒内部存在部分不均匀粗大的片层α 相。此外，不同时效温度下，复合材料中TiB 晶须形貌及尺寸未发生明显改变，但鉴于复合材料烧结形成的网状增强相并非均匀分布结构，因此变形后在局部显微组织处，晶须存在聚集现象（图9（e））。通过对不同时效温度时效后复合材料的显微硬度测量值（图10）的分析发现，980℃和1100℃温度固溶处理后，复合材料均在650℃的时效温度下获得最大平均硬度值。由于复合材料在650℃温度下时效β 转变组织已发生较为充分的分解，因此进一步增加时效温度并不会引起α 片层数量的明显变化，反而会导致其发生一定粗化，显微硬度值下降，且单相区固溶后的复合材料在较高温度下时效时更易引起晶界α 相的粗化以及β 晶粒内部分α 片层异常长大（1100℃固溶处理后，可明显观察到晶界α 相的粗化），进一步导致其显微硬度值的降低。

图9 不同时效温度下复合材料的显微组织Fig.9 Microstructures of composites at different aging temperatures

图10 不同时效温度下复合材料的显微硬度测量值Fig.10 Microhardness of composites at different aging temperatures

1.4 时效时间对复合材料显微组织及性能的影响

图11 为复合材料经980℃/0.5h/AC 和1100℃/0.5h/AC 固溶处理后，在700℃温度下分别时效1h 和2h 后的显微组织。两相区固溶处理后，对比相同时效温度不同时效时间下复合材料的显微组织发现，β 转变组织中均析出了大量细小弥散的次生αs相，其含量及片层厚度差别较小，无明显集束特征，分布紊乱，αs片层平均厚度大约为0.23μm；而单相区固溶处理后，相同时效温度下，随着时效时间的延长，片层α 相逐渐发生了粗化，长径比增大，其平均厚度由0.4μm 增加至0.53μm，且晶界α 相也发生了明显的粗化。从显微硬度测试结果可以看出（图12），980℃温度固溶后，在700℃温度下时效1h 和2h 后复合材料显微硬度接近，这主要是由于两相区固溶后，不同的时效时间处理后并未引起起弥散强化作用的αs析出量、尺寸及分布的明显改变，因此硬度值差别较小，而1100℃温度固溶处理后，700℃温度时效1h后复合材料的显微硬度值明显高于时效2h 的硬度。单相区固溶时效后，片层α 相及晶界α 相的粗化是复合材料显微硬度值下降的主要原因。

图11 不同时效时间下复合材料的显微组织Fig.11 Microstructures of composites in different aging time

图12 不同时效时间下复合材料的显微硬度测量值Fig.12 Microhardness of composites in different aging time

2 双重退火工艺研究

图13 为复合材料在不同温度下双重退火后的显微组织。990℃/0.5h/AC+860 ℃/1h/AC 退火后复合材料基体组织由少量初生αp相和片状次生α 相组成。当第二重退火温度为900℃时，组织中初生α 相尺寸差别不大，由于轧制后板材厚度较小，因此空冷冷却速度较高，退火后β 转变组织中存在少量针状马氏体α′相，进一步增加第二重退火温度至940℃时，β 转变组织中针状马氏体α′相发生粗化。不同退火温度下TiB晶须均未发生明显变化，保持为轧制态带状形貌；当第一重退火温度在1100℃单相区时，860℃温度进行第二重退火后，复合材料组织由部分初生条状α 相和针状α 片层组成，且α片层尺寸较小，平均厚度约为0.35μm。900℃温度进行第二重退火后，α 片层细化，平均片层厚度约为0.25μm。第二重退火温度增加至940℃时，α 片层发生粗化，平均片层厚度增加至0.43μm。

图13 不同双重退火温度下的复合材料显微组织Fig.13 Microstructures of composites at different dual annealing temperatures

结合两次退火过程分析可知，当第一重退火温度高于相变点时，1100℃退火后复合材料基体组织由一次初生α 片层，亚稳态β 相和α′马氏体组成。860℃温度进行第二重退火时，亚稳态β 相和马氏体α′相发生分解，生成α+β 相，在一次初生α 片层间隙析出二次次生条状α相，且二重退火保温过程中一次初生α 片层略微发生粗化；900℃温度进行第二重退火时，由于退火温度高于α→β 相转变温度，部分马氏体相未直接分解，而是转变为亚稳β 相，由亚稳β 相分解生成α+β 相，因此900℃二重退火后α 片层尺寸明显更为细小；当进一步增加二重退火温度时，更多的马氏体相转变为亚稳β相，但由于此时退火温度较高，亚稳β 相分解产生的α 片层生长驱动力大，因此退火后片层发生明显粗化。当第一重退火温度低于相变点时，990℃退火后复合材料基体组织由初生αp相和β 转变组织组成。860℃温度进行第二重退火时，初生αp不发生变化，β 转变组织分解为次生αs片层，由于二重退火温度处在α 相区上部，β 转变组织分解产生的次生αs片层发生了明显的粗化，平均厚度大约为0.3μm；900℃进行第二重退火时，由于退火温度高于α→β 相转变温度，990℃退火形成的次生αs转变为亚稳β 相，由于二重退火冷却速度较快，因此形成少量针状马氏体相，整体β 转变组织细小致密。当第二重退火温度进一步增加至940℃时，较高的退火温度导致马氏体相发生分解，形成粗大片状α 相。总体来说，900℃温度为最佳二重退火温度，在此温度下退火可有效细化α 片层，改善片层组织性能。

图14 为双重退火后复合材料的显微硬度测量值。对比不同温度退火后复合材料显微硬度值发现，两相区进行第一重退火时，复合材料显微硬度整体较低，这主要与两相区第一重退火后复合材料基体组织中存在的初生αp相有关。单相区进行第一重退火时，复合材料在900℃第二重退火温度下获得最大显微硬度值509HV，这主要是由于900℃第二重退火获得的α 片层尺寸细小致密，导致复合材料硬度明显上升。

图14 双重退火后复合材料的显微硬度测量值Fig.14 Microhardness measurement of composite after dual annealing

结论

（1）TiBw/ TA15 复合材料中初生αp相含量随α+β 相区固溶温度的升高逐渐减少。固溶过程中，轧制退火形成的球状次生α 相回溶，时效过程中重新以细小针状αs相析出；单相区固溶处理后复合材料基体组织为网篮状组织，α 片层及β 晶粒尺寸随固溶温度的升高略微增加，整体显微组织较细；相同两相区固溶温度下，不同固溶时间所带来的复合材料基体组织差异较小，αp相及αs尺寸变化不大。

（2）初生αp相含量的减少以及β 转变组织的增加导致两相区固溶后复合材料显微硬度值增加，α 片层的粗化是单相区较高温度下固溶处理后复合材料显微硬度值下降的关键因素；随时效温度的升高以及时效时间的延长，组织中次生αs片层和晶界α 相尺寸存在粗化趋势，且单相区固溶后的复合材料在较高温度下时效时更易引起晶界α 相粗化及β 晶粒内部分α 片层异常长大，导致显微硬度值下降。

（3）采用双重退火工艺可明显细化α 片层，复合材料经1100℃/0.5h/AC+900℃/1h/AC 的双重退火工艺处理后，α 片层平均片层厚度约为0.25μm，显微硬度值明显高于固溶-时效热处理工艺。

（4）不同热处理工艺下，复合材料中TiB 晶须不会发生明显变化，仍以轧制后破碎的带状形态分布于基体当中。