文/欲断魂的行人
高强钦合金作为一种新材料，具有比强度高、易热处理、耐腐蚀性能好等优点，被用于航天关键的结构材料，对卫星发射、运载火箭和导弹的研制有着突出贡献。
(资料图片仅供参考)
通过控制β稳定元素的含量，可以得到亚稳β合金，已在航空航天飞行器的结构部件中得到了更广泛的应用。此外，只需要在合金的基体中添加微量的B和C，即可原位合成TiB晶须和TiC颗粒增强相，可增强位错累积，有助于孪晶形核，并有效细化晶粒、减小二次α板条的尺寸等，提高复合材料的强度。
Ti-B20合金(Ti-3.5A1-5Mo-3V-2Cr-1Fe-2Zr-2Sn)的当量处于亚稳β合金的最低范用，具备较高的时效强化效应，强度-塑性匹配效果良好。因此我们选用TiB、TiC混杂增强T-B20新型复合材料进行研究，为该复合材料的应用提供进一步理论支持。
热处理是强化β钦合金的重要手段，借助合理的热处理工艺可以获得优异的力学性能组合。基体中的原位增强相、热处理过程中的析出相均会对合金的性能产生显著的影响。
一、实材料及方法
我们的实验材料为(TiB+TiC/T-B20复合材料，在T-3.5A1-5M-3V-2Cr-1Fe-2Zr-2Sn(Ti-B20)基体中添加了体积分数为2.2%的TiB和TiC(TB:TiC=2:3)，材料的具体化学成分如表1所示。
表 1 (TiB+TiC)/Ti-B20 复合材料化学成分
通过真空自耗熔炼工艺获得复合材料的铸锭，随后经过五火次锻造工艺得到钦合金锻棒。通过金相法测得合金的相转变温度为840+5°C。原始锻态合金的显微组织和XRD图见图1。
图 1 原始锻态合金的显微组织和 XRD 图
由图1可知锻态合金主要由单一的β相组成，伴随相的(100)、(102)等强度较低的衍射峰出现，对应着少量α初生相的析出。一些长板条形的初生相现破碎现象，同时在晶粒内部出现很多细小的α相。
采用箱式电阻炉对制备的锻态合金进行表2所示的降序双级时效热处理(HLDA，high-lowduplexaging)，进行热处理之前在合金的表面涂抹高温抗氧化涂液，以防止表面发生氧化现象。
表 2 热处理实验方案
对锻态合金和热处理后合金的显微组织进行表征。使用EmpyreanX射线衍射仪进行物相分析，使用Quanta200FEG扫描电子显微镜(SEM)观察显微组织。SEM试样需要经过水砂纸打磨、电解抛光以及腐蚀液腐蚀制得，腐蚀液配比为90vol.%蒸馏水、7vol.%硝酸、3vo.%氢氟酸。
分别采用电子万能试验机(Instron-5500R)和RDL100电子变试验机对热处理后的试样进行常温拉伸性能测试以及合金的高温蠕变实验。常温拉伸试样和蠕变试样的尺寸如图2所示。
图2 常温拉伸试样(左)和蠕变试样(右)尺寸(单位: mm)
常温拉伸速率为mm/min。蠕变试验条件分别为500°C/300MPa、550C/250MPa、550C/275MPa、550C/300MPa。电阻炉内温度加热到设定温度后保温一段时间再施加应力。
二、实验结果和讨论
2.1银态合金热处理后的微观组织及力学性能
对锻态合金分别在单相区和双相区固溶，随后进行降序双级时效处理。热处理后合金的显微组织及XRD分析结果如图3、图4所示。
图 3 热处理后合金的显微组织
图 4 热处理后合金的 XRD 图
锻态合金经过790C固溶后，在晶界处和晶粒内部分别观察到长条状和凸透镜状的初生相。经过790℃固溶+降序双级时效处理后，α相的衍射峰强度明显升高，并且出现了(002)、(103)、(200)、(112)等新的衍射峰，说明降序时效中发生了显著的β→α相变，对应着大量细小弥散的次生α相的析出。
同时合金内部保留着许多形态不一的初生α相，呈球形、凸透镜形，随机分布于基体之中。原连续的晶界α相发生了破碎球化现象，这是由于在在 β→α的相变过程中，Mo、V等β稳定元素聚集在β相中，AI等α稳定元素集聚于α相中，两相之间产生的浓度梯度使得元素在相界面处发生互扩散，导致α相不断溶解，β相逐渐楔入α相中，从而使晶界相裂解并在表面张力的作用下逐渐球化。
图 5 锻态合金及热处理后合金的拉伸应力-应变曲线
结合图5的应力应变曲线和表3的力学性能统计结果可知，相较于锻态合金，790°C固溶+降序双级时效处理后的合金抗拉强度略有提高，由1529MPa提高至1565MPa，而延伸率略有降低由2.4%降低至1.7%。
表 3 锻态合金及热处理后合金的常温拉伸性能
一方面，连续的晶界α相发生破碎球化后长径比减小，缩短了裂纹沿晶界扩展的有效距离；另一方面，OINDY等人对Ti-5553合金拉伸变形的研究表明，初生α相具有足够的塑性变形能力，具有协调片层单元之间变形的作用，可以提高合金的延展性。此外这些α初生相的存在会减弱次生α相散强化的效果，导致强度提升和延伸率下降幅度较小。
锻态合金经过860°C固溶后，α相溶解消失，组织由单一的β相组成，在基体中TiB和TiC增强相清晰可见。经过860°C固溶+降序双级时效处理后，晶粒内部完全由细小的次生α相组成，单一的组织特征使得合金的抗拉强度大幅提高至1734MPa，而延伸率下降至0.8%。大量研究表明，次生α相的体积分数越大，合金的强度提升越大，而塑性会随之降低，这与我们的研究结果一致。
图 6 锻态合金及热处理后合金的拉伸断口
图6所示为原始锻态合金和降序双级时效处理后合金的拉伸断口图像。
原始合金的断口表面由大量细小而浅的韧窝组成，表现出典型的韧性断裂特征；在一些部位观察到TiC颗粒开裂及TiB晶须脱粘现象在拉伸过程中增强相是主要的负载对象，很容易发生应力集中，导致增强体开裂和增强体/基体界面的粘合分离，进而造成合金低塑性。
经过790°C固溶+降序双级时效后，合金的失效模式保持不变，仍然表现为增强体集中载荷的韧性断裂模式。经过860°C固溶+降序双级时效后，韧窝的数量和尺寸有所减小，出现了些光滑的断裂平面，脆性断裂的特征增多，与其较低的塑性相对应。
2.2态合金热处理后的变性能
对降序双级时效处理后的合金进行高温蠕变实验，首先在500°C/300MPa变形条件下进行蠕变，所得蠕变曲线见图7。
蠕变时间达到60h时停止实验，蠕变已进入稳态蠕变阶段。和860°C固溶+降序双级时效后的合金相比，经过790°C固溶+降序双级时效的合金具有更低的稳态蠕变速率(2.54X10s以及更小的应变量(8.86%)。
图 7 热处理后合金在 500°C/300MPa 下的蠕变曲线
升高蠕变温度到550°C，在不同应力条件下合金的蠕变曲线及性能数据见图8及表4。
在该变形温度下，热处理后合金的蠕变曲线均呈现出典型的初级蠕变阶段、稳态蠕变阶段和加速蠕变阶段。
在相同温度下，随着外加应力的升高，790°C固溶+降序双级时效后的合金稳态蠕变速率由3.49x10s高至1.00x10增幅为187%，蠕变寿命由15.4h下降至5.9h；860°C固溶+降序双级时效后的合金的稳态蠕变速率由5.31x10s"升高至1.25x10s，增幅为135%，蠕变寿命由11.6h下降到4.9h。
在相同蠕变条件下，经过790°C固溶+降序双级时效处理后的合金具有更低的稳态蠕变速率和更高的蠕变寿命，说明790°C固溶+降序双级时效后的合金具有更优异的蠕变性能。
图 8 热处理后合金在 550C及 250-300 MPa 范围内的蠕变曲线
表 4 热处理后合金的蠕变性能
合金的蠕变过程受两种典型机制的控制:长程位错作用引起的加工硬化和短程位错作用引起的应变回复。
当加工硬化和应变回复达到动态平衡时，进入蠕变稳态阶段，此时的蠕变速率最小，即为稳态蠕变速率。稳态蠕变速率和温度、应力的关系通常用Norton-Bailey法则来表示：
Norton-Bailey法则
式中，ε̇m为稳态蠕变速率(s-1)，A是材料常数，σ是流变应力，R是理想气体常数，T是绝对温度(K)，
n是应力指数，Qc为蠕变表观活化能(kJ/mol)。
根据表4中的蠕变数据可以得到热处理后合金的稳态蠕变速率与应力之间的关系。图9所示为lnε̇-lnσ关系图，根据线性拟合计算结果可得，790°C/860C固溶+降序双级时效后的合金在550°C及不同应力状态下的应力指数分别为4.66和5.80。
根据相关研究，当4<n<7时，蠕变速率主要由位错攀移控制19。因此对于不同温度固溶+降序双级时效处理后的合金，蠕变变形机制均为位错攀移。
图 9 合金的稳态蠕变速率与应力关系图
2.3锻态合金热处理后的蠕变组织及断裂特征
热处理后合金的蠕变性能出现差异，这与蠕变前的热处理组织和蠕变参数密切相关。当蠕变温度为550°C，不同应力条件下的蠕变显微组织见图10和图11所示。
图 10 HT1 处理后合金的蠕变组织(550°C)
变前材料在预时效过程中析出的取向各异的次生相，可有效阻碍位错运动，提高蠕变抗力。通过对比变前的显微组织(图3)可以发现，高温蠕变后组织中分布的次生相形态发生了改变，在外加应力的辅助作用下，相发生了明显的退化和粗化现象，由原来的细针状特征退化为短长特征和多边形结构，在不同应力下均可观察到此现象。
由于针状相长度的减短会使得稳态蠕变速率提高，蠕变抗力减小，因此退化现象对蠕变性能是不利的。对于HTI处理后的合金，在蠕变变形过程中，α相内部会产生大量的位错，在550C高温下，位错的热扩散能力较强，使得大量初生α相溶解。
蠕变组织中出现少量的微孔和裂纹，应力为300MPa时可以观察到相邻的TiB晶须中间部位显微裂纹的聚合现象。
随着外加应力的提高，热扩散时间缩短，组织内部保留的初生α相尤其是等轴相这类亚稳相逐渐增多。而等轴α相与β基体之间为非共格界面，具有较高的扩散速率，不利于变阻力的提高，这与表4中的蠕变性能数据变化趋势相一致。
当固溶温度提高到860°C后，合金的蠕变显微组织变得单一，如图11所示，在不同应力条件下都获得了细小弥散的次生α相组织。大量的显微孔洞、显微裂纹清晰可见，集中分布于TiC颗粒和TiB晶须的内部、两端及邻近区域，随应力的增加缺陷数量增多。
图 11 HT2 处理后合金的蠕变组织(550°C)
微孔和裂纹的产生来自于TiC和TiB的受力过程和强化机制。
首先纯Ti、TiB和TiC的热膨胀系数分别为8.2×10-6K -1、8.6×10-6K -1、(6.52~7.12)×10-6K -1，TiC与基体的热膨胀系数存在差异，在受力过程中会引起热错配应变，将在TiC附近的基体中引起位错密度的升高，起到一定的位错强化效果。
而TiB晶须和基体热膨胀系数相近，与基体结合较好，当其长径比大于临界长径比时可以起到载荷传递强化作用，通过界面承担来自于基体的载荷；此外C原子还能起到一定的固溶强化作用，加强对位错的钉扎作用，增大位错开动应力。
在蠕变高温和应力作用下，增强体和基体之间的界面结合程度会逐渐下降，直至发生脱粘，产生微孔；而当位错运动受到TiB晶须的阻碍时会产生位错塞积，应力集中导致TiB中部开裂，微裂纹的立生和聚合会造成合金提前断裂，使得蠕变寿命下降。
显微缺陷更多地产生于TiB晶须，这是因为TiC颗粒的长径比小，其近似等轴的形状有效地限制了应力集中；而长条状的TB晶须的长径比明显大于TiC颗粒，所以更容易发生应力集中进而断裂。
降序双级时效处理后的合金在550℃及不同应力条件下蠕变后的断口形貌如图12和图13所示。
图 12 HT1 处理后合金的蠕变断口(550°C)
变口表面存在大、小两种尺度的韧窝，呈现出典型的韧性断裂模式。大韧窝不仅尺寸远大于小韧窝，而且深度明显更大，说明热处理后的合金具备较高的高温蠕变韧性，对应着其较大的蠕变应变(最高可达92.8%)。
同时在韧窝附近普遍观察到TiB的脱粘以及TiB、TiC的开裂现象，再次证实了蠕变过程中混杂增强相(TiB+TiC)对外力的承载作用，与蠕变组织分析结果一致。
图 13 HT2 处理后合金的蠕变断口(550°C)
结论
锻态合金经过790°C固溶+降序双级时效处理后，析出细小弥散的次生α相并保留较多形态不一的初生α相，晶界α相发生破碎球化现象。初生α相有利于维持塑性，但会使弥散强化效果下降。经过860°C固溶+降序双级时效处理后，初生α相消失，单一的次生α相组织造成合金的抗拉强度大幅提高至1734MPa，延伸率下降至0.8%。
降序双级时效处理后的合金在500C/300MPa条件下变时变寿命超过60h。而在550°C、不同应力下的蠕变曲线均呈现典型的蠕变三阶段特征，相同温度下随着应力的提高，合金的稳态蠕变速率增大，蠕变寿命减小。降序双级时效处理后的合金蠕变变形机制均为位错攀移。对于相同的蠕变条件，790°C固溶+降序双级时效处理后的合金的蠕变寿命更高，蠕变性能更加良好。
次生α相在变高温下发生退化，等轴α相由于较高的扩散速率不利于提高变抗力；TiB和TiC在高温蠕变过程中可强化基体。热处理后合金具备较高的蠕变韧性，表现为TiB、TiC集中载荷的韧性断裂模式。
