热处理对多向锻造TiBw/Ti复合材料组织和力学性能的影响

杨栋杰，嵇 祥,郭冲霄,冯 弘，张树志，张长江

(1.山西机电职业技术学院 材料工程系, 山西 长治 046011)(2.太原理工大学 材料科学与工程学院, 山西 太原 030024)

钛基复合材料因具有高的比强度、比刚度及良好的耐腐蚀性和蠕变性能而广泛应用于航空航天、船舶制造等领域[1,2]。研究发现，通过原位反应引入TiBw、TiCp等陶瓷颗粒增强相，可进一步提高钛基复合材料的力学性能[3,4]。目前，颗粒增强钛基复合材料(PTMCs)主要有粉末冶金法、反应烧结法、熔铸法等制备方法，其中,熔铸法因工艺简单、成本低且易于成形复杂形状的工件而成为制备PTMCs的常用方法之一[5]。但通过熔铸法制备的PTMCs存在缩松、孔洞及颗粒增强相分布不均等问题[6]，会对复合材料的力学性能造成不利影响，所以通常采用热变形加工来改善其成形性能。多向等温锻造是常用的热加工工艺之一，能够有效提高和优化PTMCs的室温和高温力学性能[7]。

PTMCs的力学性能很大程度取决于其显微组织，固溶时效热处理是优化塑性变形后PTMCs组织和性能的有效手段；α/β相区、β相区热处理及三重热处理是改善PTMCs力学性能最常用的热处理工艺[8-10]。Ma等[11]研究认为，α/β相区、β相区热处理后的等轴α相和片层α相具有相似织构且随着固溶温度升高，锻态TiBw/Ti复合材料织构逐渐增强。Li等[12]通过研究发现，相比于β相区热处理，三重热处理能够在保证锻态(TiBw+La2O3)/Ti复合材料强度的同时提高其塑性。但是，对于不同相区固溶热处理对锻态复合材料α相向β相转变及TiBw对β相转变的影响却少有分析。

本研究主要分析不同相区固溶时效热处理对多向锻造TiBw/Ti复合材料组织和室温力学性能的影响，并分析了TiBw/Ti复合材料的组织演变过程，为优化复合材料热处理工艺提供借鉴。

1 实 验

将锻态TiBw/Ti复合材料分别在950 ℃(两相区)、1050 ℃(β相转变点以上10 ℃)、1150 ℃(单相区)固溶处理1 h，空冷；随后在650 ℃时效热处理1 h，空冷。为了便于阐述，将3种热处理试样分别命名为HT1、HT2、HT3。在锻件中心位置，沿锻造方向切取金相试样。锻态及热处理试样经切割、打磨、抛光，用Kroll试剂腐蚀后，通过Quanta 200FEG型扫描电子显微镜(SEM)、TESCAN S8000型双束聚焦离子显微镜(配备有电子背散射衍射〔EBSD〕系统)以及Tecnai G2F30型透射电子显微镜(TEM)观察显微组织。在Instron 5500R型万能材料试验机上测定材料的室温拉伸性能，拉伸位移速度为0.5 mm/min，并用引伸计记录位移变化。

2 结果与讨论

2.1 微观组织

图1所示为锻态TiBw/Ti复合材料的SEM照片和EBSD像。从图1可以看出，锻态TiBw/Ti复合材料显微组织由片层α相、等轴初生α相和片状TiBw组成，TiBw沿锻造方向分布。

图1 锻态TiBw/Ti复合材料的SEM照片和EBSD像Fig.1 SEM micrograph (a) and EBSD image (b) of as-forged TiBw/Ti composites

锻态TiBw/Ti复合材料经过固溶时效热处理后的显微组织及晶粒尺寸如图2和表1所示。从图2可以看出，热处理后TiBw增强相尺寸与锻态(图1)近乎相同，大部分TiBw沿锻造方向分布，但基体α相尺寸和分布发生了明显变化。HT1试样基体为典型的双态组织，由等轴状初生α相和片状α集束组成(图2a)。相对锻态组织，初生α相的晶粒尺较大，α集束单个晶粒片层尺寸较小。HT2试样基体中大部分初生α相消失，β晶界出现，晶粒内为粗大的α集束或α片层，TiBw沿β晶界分布。HT3试样基体为典型的魏氏组织，初生α相完全消失，β晶界明显扩大，β晶界内α集束变细(图2c)。固溶温度在两相区时，初生α相主要分布在TiBw富集区域，在空冷过程中TiBw通过抑制周围α片层生长，使其形成等轴晶粒[14]，而远离TiBw富集区域时,α相受到的束缚较小，易形成片层晶粒；原始组织中未转变的初生α相在保温过程中由于曲率的差异而发生球化[15]。固溶温度在靠近相转变点的单相区时,TiBw沿β晶界分布，β晶内TiBw含量相对较少，说明在α+β→β转变过程中，TiBw能够作为β相形核位点。固溶温度在远离相转变点的单相区时，由于温度较高，晶体滑移系多且活跃[16]，TiBw对β相生长抑制作用较弱，β晶粒长大，在随后的空冷过程中由于冷却速度较快，α相沿β晶界析出，但没有充分时间长大，所以形成较细长的α集束。

图2 不同热处理后TiBw/Ti复合材料的显微组织Fig.2 Microstructures of TiBw/Ti composites after different heat treatments: (a) HT1; (b) HT2; (c) HT3

表1 锻态及不同热处理后TiBw/Ti复合材料的晶粒尺寸Table 1 Grain size of TiBw/Ti composites as forged and after different heat treatments

图3为HT3试样透射组织形貌及TiBw衍射斑点。从图3可以看出，经固溶时效热处理后，HT3试样中TiBw增强相与基体界面非常干净，无界面产物产生。此外，可以看到TiBw周围分布着细长β相，能够说明TiBw在α+β→β相转变过程中能够作为β相的形核位点。β相周围是大块的等轴α晶粒或α片层集束，能够解释空冷过程中β→α转变时α相沿β晶界析出。TiBw富集区域的片层α相和α片层集束能够证明，TiBw可以作为α相形核位点，并对α相的生长有阻碍作用。

图3 HT3试样的TEM像及TiBw衍射斑点Fig.3 TEM image of HT3 sample and selected area electron diffraction pattern of TiBw

2.2 拉伸性能

图4为锻态及热处理后的TiBw/Ti复合材料的应力-应变曲线和室温拉伸性能。从图4可以发现，固溶时效处理能够明显提高锻态TiBw/Ti复合材料的抗拉强度和屈服强度，但同时会导致塑性明显降低。与锻态复合材料的室温拉伸性能相比，HT1、HT2、HT3试样的抗拉强度分别提高了27.68、60.51、89.76 MPa；屈服强度分别提高了49.19、80.12、114.78 MPa；延伸率分别减少了1.2%、2.26%和3.03%。经固溶时效处理后，复合材料的α晶粒明显细化，缩短了位错的有效滑移距离，降低了应力集中从而使基体强度提高[17]。随着固溶温度的升高，α+β→β相转变过程从两相区间跨越到单相区间，α+β→β相转变速率加快，β晶粒能够充分形核和长大，且随后的空冷温差决定了高温度区间更容易析出尺寸较细的片层α相，所以HT3试样的抗拉强度和屈服强度最高，HT2试样次之，HT1试样最低。PTMCs的室温塑性主要取决于基体组织对位错的阻碍作用和基体与增强相的协调变形能力[18]。相对较粗大的等轴α相和片层α相对位错滑移的阻碍能力更强[19]，且等轴状α相与TiBw的协调变形能力更强。所以，经两相区固溶时效处理后的双态组织材料的延伸率最高；固溶温度在靠近相转变点的单相区得到的相对较粗大的片层组织材料的延伸率下降；固溶温度在远离相转变点的单相区得到的较细长的魏氏组织材料的延伸率最低。

图4 锻态及不同热处理后TiBw/Ti复合材料的应力-应变曲线和室温拉伸性能Fig.4 Stress strain curves and room temperature tensile properties of TiBw/Ti composites as forged and after different heat treatments

综合考虑，对多向锻造的TiBw/Ti复合材料进行固溶时效热处理时，固溶温度对基体组织和力学性能起到关键性作用。经过多向锻造的TiBw/Ti复合材料为双态组织，晶粒较细，塑性高但强度低，不能满足强度与塑性的最佳匹配。在相转变点以上100 ℃以内，通过提高固溶温度，可以控制初始双态组织中初生α相的含量及细化α片层或集束，能够明显提高复合材料的抗拉强度和屈服强度，但α片层或集束细化后会降低其与TiBw增强相的协调变形能力，导致在提高强度的过程中伴随着塑性的下降。所以通过单相区热处理提高锻态TiBw/Ti复合材料力学性能时，基体组织中应留有少量的初生α相，以保证基体具有良好的塑性。

3 结 论

(1) 锻态TiBw/Ti复合材料在两相区固溶时效处理后，基体为典型的双态组织，当固溶温度超过β相转变温度时，初生α相消失，基体转变为典型的魏氏组织。

(2) TiBw/Ti复合材料在两相区固溶时效处理后，TiBw沿初生α相分布，固溶温度在靠近相转变点的单相区时，TiBw沿β晶界分布，固溶温度在远离相转变点的单相区时，TiBw沿β晶界或α集束分布。

(3) 随着固溶温度的升高，TiBw/Ti复合材料的室温抗拉强度逐渐提高，塑性逐渐降低。