文 |许晨渊的书房

编辑 | 许晨渊的书房

钛合金具有许多非常理想的性能，例如高比强度和良好的耐腐蚀性，这使它们在重量和腐蚀敏感的应用中成为有吸引力的结构材料。

在各种钛合金中，Ti-Fe二元合金最近在形变热处理过程中的微观结构演变方面引起了特别的关注。

铁，作为一个强大的β稳定元素，通常作为杂质存在于商业纯钛中。即使添加相对少量的铁，也能显著降低β因此，引入引入一个α + βTi-Fe二元相图中的两相区。

通过在两相区应用热机械处理，αTi-Fe合金铸态组织中的-片晶可以转变为等轴晶α + β双相微观结构，表现出强度和延展性之间的良好平衡。

形变热处理的应用也允许制造超细晶粒(UFG)等轴晶α + β稀Ti-Fe二元合金中的双相微观结构，表现出与某些合金相当的机械性能α + β钛合金，而前者的合金元素要便宜得多。

据透露，高强度的UFG等轴α + βTi-Fe合金中的双相组织来源于超细晶粒尺寸和大量的无热密度ω沉淀物(ω厌氧阈)内部有几十纳米β谷物，ω厌氧阈里面的β颗粒被归因于内部的高浓度铁。

事实上，无论是高浓度铁和纳米尺寸ω厌氧阈促成了大得多的纳米硬度β谷物比α双相Ti-Fe显微组织中的晶粒。此外，这两种相在HPT变形和随后的退火过程中也表现出明显不同的相变行为，如剪切诱导动力学α或者β到ω相变以及它们在退火时的相关热稳定性。

为此，本研究对Ti-1.0 wt % pct Fe合金的时效行为(300°C～700°C)进行了深入研究，包括显微组织演变、相变和微观力学性能变化α + β首次进行了初始微结构的研究。

通过专门设计的热机械加工路线，影响ω厌氧阈二次降水行为研究α从微结构特征和结晶变体选择的角度。还简要讨论了时效过程中铁溶质在不同相之间的再分配及其对晶格常数的影响。

在真空中于300℃、400℃、500℃、600℃、650℃和700℃下进行老化处理1小时，随后进行水淬。对于微结构表征，通过机械抛光，然后在30°c的高氯酸甲醇溶液(体积比1:9)中进行电抛光，制备从老化样品中心切下的切片。

微结构观察，包括扫描电子显微镜(SEM)和电子背散射衍射(EBSD)，在配备有TSL系统的场发射枪SEM上进行。使用连接到JEOL 7100F SEM的EDAX系统进行铁和钛原子的能量色散X射线光谱(EDX)映射。

为了获得平均化学成分，对30多个颗粒进行了两相检测。X射线衍射(XRD)分析是在具有Cu-K的PANalytical X’pert-ProMPD系统上进行的α辐射。

透射电子显微镜(TEM)样品首先被机械抛光至约100的厚度μ然后在5%高氯酸、35%正丁醇和60%甲醇的溶液中，在40°C温度下以20 V电压进行标准双喷射电解抛光。在300 kV下操作的JEOL 3010 TEM上进行TEM表征。

时效过程中的组织演变和相变

等轴的α + β老化前的初始微观结构如图所示1。它由等轴的α谷物[体积百分比(α)= 82厘，D(α) = 12.2μm]和β谷物[体积百分比(β)= 18厘， D(β) = 4.7μm]，在背散射电子(BSE)图像中显示为凸起和凹陷区域。相应的相位图(α相位:红色，β相位:绿色)。

同一区域铁和钛原子，其中强Fe分配在β已观察到相位。的平均铁浓度α和β测量的相分别为0.24重量%和4.6重量%。因此，平均钛浓度在 β相位略低于α阶段。

在300°C ~ 700°C下老化的样品的BSE图像如上图所示。插入放大倍数较大的图像，显示内部的微观结构细节β谷物。总的来说，内部没有明显的微观结构变化α所有老化温度下的晶粒(凸起区域)。

在里面β另一方面，晶粒(凹陷区域)从500°C的时效温度开始出现极细的沉淀物。在更高的老化温度下(600°C ~ 700°C)中，可以清楚地观察到板状析出物β谷物。

随着时效温度的升高，板状析出物的尺寸逐渐增大，而数量密度和面积分数不断减小。尽管如此，先前的面积/大小β晶粒(包括二次沉淀和保留β）被称为先验β面积)不随老化温度而变化。

随着时效温度的进一步提高，新形成的峰位ω相位逐渐向更小的2移动θ角度，尽管它在初始微结构中仍然位于其原始位置的右侧。同时，随着老化温度的升高，其峰值强度略有增加。

这些变化ω相峰清楚地表明新形成的性质ω相对时效温度非常敏感，随着时效温度的升高，相的体积分数和晶格常数逐渐增大。

为了进一步探索老化过程中发生的微观结构演变和相变，还通过TEM对一些老化的微观结构进行了表征(图4).在300℃老化的样品中，ω具有大数量密度的沉淀物仍然存在于β晶粒，沉淀物尺寸比初始微观结构中的略大。

在先前的亚稳态文献中β钛合金，已经证实通过在相对较低的温度(低于ω-固溶线温度)，过饱和β-稳定元件(即、铁和钒)内部无热ω沉淀物会逐渐扩散到β矩阵，导致形成所谓的热ω化学成分接近平衡状态的沉淀物。

此外，由于替位铁原子的原子半径(0.126 nm)比钛原子的原子半径(0.147 nm)小，所以铁原子的非热排斥ω沉淀物会在产生的热量中引起轻微的晶格膨胀ω阶段。

在650℃老化的样品中α与500℃时效试样相比，析出物显著增加，而其数量密度和面积分数降低。次级的缩减面积分数α沉淀是由于部分α到β较高时效温度下的逆相变。反向转换的β水淬后大部分相得以保留，主要位于原始相附近α/β相间边界。

在保留的衍射图样中β相位，对应于无热的额外斑点ω鉴定了相，表明无热再沉淀ω从逆向转化而来β老化后水淬过程中的相。这与XRD结果一致。

然而，这些无热ω在TEM图像中几乎看不到沉淀物[图4(e)和(f)]在700°C的老化温度下，二级的数密度和面积分数α沉淀物进一步减少，只有少数留在先前的β谷物。

在衍射图样的保留β相位，额外的斑点对应于无热ω再次识别出沉淀物，并且额外斑点的强度相对高于650℃老化微观结构中的强度。这可能表明相对较高的体积分数ω从保留的相形成 β700℃老化微观结构中的相，也与XRD结果一致。

随着时效过程中发生的相变和显微组织演变，等轴晶的局部力学性能α谷物和先验β区域(包括αs并保留下来β)也相应改变了。两个区域的平均纳米硬度值相对于老化温度作图。

老化之前β谷物的硬度大约是α晶粒，这被归因于极细的沉淀硬化ω厌氧阈和铁原子的固溶体硬化。

这表明从无热状态的转变ω逐步进入热状态ω相以及相关的铁从ω沉淀成β基体对这些纳米尺寸沉淀物的沉淀硬化效果的影响可以忽略β地区。

在500℃的老化温度下，纳米尺寸的ω沉淀被板状二次沉淀取代α沉淀，有一个突然下降的纳米硬度在先β地区。

这表明次生的硬化效应α沉淀物比纳米尺寸的要弱得多ω厌氧阈。这种硬度变化趋势有两种可能的解释。第一，规模ω厌氧阈沉淀物通常在20 nm左右，比二次沉淀物细一个数量级α沉淀物[一般宽200 ~ 1000纳米，长几微米]。

因此，在初始微观结构中会有更多的相间边界(β/ω厌氧阈相间边界)比老化的微观结构(β/αs相间边界)，这将导致在压痕试验过程中在前微结构中对抗位错运动的更高的屏障。

铁的浓度ω厌氧阈沉淀物(4.6重量百分比，与β相)远高于αs沉淀物(≤ 0.27重量%，由下图中所示的EDAX测量5)。

Fe是Ti-1.0 wt % Fe合金中的主要固溶硬化元素。因此，固溶体元素浓度的显著差异ω厌氧阈沉淀物和αs沉淀物也将在两种微观结构之间的不同纳米硬度中起作用。

基于上述微结构表征和晶体取向分析，可以得出以下结论ω厌氧阈在Ti-1.0Fe合金的初始微观结构中，确实强烈地影响着二次晶的尺寸、形态和晶体学取向α在随后的老化过程中形成沉淀。

具体来说，当初始微结构包含ω厌氧阈老化前[例如，在路线(a)]中，这些罚款ω厌氧阈将作为二次晶核的成核点α无热后的沉淀物ω—热量ω—二级α相变序列。均匀分布的纳米尺寸ω厌氧阈促进均匀的沉淀行为αs里面的β谷物。

因此，超细晶次生α在时效早期，容易形成具有大量密度的沉淀物。因为不是直接从父代转化而来β阶段，一个相当弱的变异选择可以发现这些次级α沉淀物，这已经通过这些沉淀物的几乎随机的晶体学取向分布以及低长宽比得到证明。

外延生长的次级α相通常表现出与等轴母体相同的结晶取向α谷物。晶界α相位跟随汉堡或者与相邻的一个β谷物，但不是两者都有。晶界 α相位然后增长到邻近的β谷物夹着汉堡或以α片层以最小化界面能量。

在这个过程中，一个强烈的变异体选择了次生α片晶发生的地方，并存在着特定的取向关系的第二次α片层和晶界α他们成长的阶段。此外，在这种情况下，次要α与路线(a)中的均匀沉淀情况相比，老化早期的沉淀动力学要慢得多。

由此可见，随着时效时间的延长，二次成核和生长的重复进行α晶界薄片α阶段的结果是形成α只有有限结晶取向的层状/群体结构。还存在一些具有特定取向的菌落的优先生长，导致该取向的更大的菌落大小。