TB6鈦合金熱變形誘導(dǎo)馬氏體轉(zhuǎn)變

歐陽德來，魯世強，崔 霞，李 鑫，黃 旭

(1. 南昌航空大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，南昌 330063；(2. 南京航空航天大學(xué) 材料科學(xué)與技術(shù)學(xué)院，南京 210016；(3. 北京航空材料研究院，北京 100095)

TB6鈦合金熱變形誘導(dǎo)馬氏體轉(zhuǎn)變

歐陽德來1,2，魯世強1，崔 霞1，李 鑫1，黃 旭3

(1. 南昌航空大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，南昌 330063；(2. 南京航空航天大學(xué) 材料科學(xué)與技術(shù)學(xué)院，南京 210016；(3. 北京航空材料研究院，北京 100095)

為研究 TB6鈦合金在 β相區(qū)熱變形后快冷過程中形變誘導(dǎo)馬氏體的轉(zhuǎn)變行為，采用圓柱試樣在Thermecmaster?Z型熱模擬試驗機上進行熱壓縮試驗，并計算β相條件下的穩(wěn)定系數(shù)，觀察熱變形組織，測試材料的物相結(jié)構(gòu)。結(jié)果表明：合金β相條件穩(wěn)定下系數(shù)Kβ為1.06，β相處于機械不穩(wěn)定狀態(tài)，在β相區(qū)熱變形后快冷過程中合金存在形變誘導(dǎo)轉(zhuǎn)變斜方馬氏體(α″)，β相向斜方馬氏體轉(zhuǎn)變時 3個點陣方向發(fā)生點陣應(yīng)變?yōu)棣?=?7.1%，ε2=7.2%，ε3=1.1%的結(jié)果；形變誘導(dǎo)馬氏體呈現(xiàn)針狀和鋸齒狀兩種形貌，其轉(zhuǎn)變模式是先形成近似平行的細條狀或針狀主干，后從主干中不斷生長成樹枝狀，且馬氏體內(nèi)部可能存在孿晶。

TB6鈦合金；形變誘導(dǎo)馬氏體；穩(wěn)定系數(shù)

近β鈦合金經(jīng)過適當(dāng)?shù)墓倘芴幚砗?，由于β相處于機械不穩(wěn)定狀態(tài)，在外加應(yīng)力甚至內(nèi)應(yīng)力作用下，可能導(dǎo)致形變誘導(dǎo)馬氏體轉(zhuǎn)變。形變誘導(dǎo)馬氏體轉(zhuǎn)變一方面會影響合金的應(yīng)力－應(yīng)變曲線特性，另一方面通過控制其轉(zhuǎn)變性質(zhì)及轉(zhuǎn)變量可調(diào)整合金的硬化率以提高合金的塑性，使強度和韌性達到更好的結(jié)合[1?4]。早期的研究提出[5?6]，鈦合金形變誘導(dǎo)馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)為密排六方[5]、體心立方；但隨后的研究[7]表明，其晶體結(jié)構(gòu)應(yīng)為斜方結(jié)構(gòu)(以 α"表示)，且這種斜方馬氏體形貌一般為針狀，其與基體β相之間保持位向關(guān)系(111)M//(110)β。

TB6鈦合金是在美國Ti?1023合金的基礎(chǔ)上國產(chǎn)化的一種近 β亞穩(wěn)型鈦合金，其名義成分為Ti-10V-2Al-3Fe。該合金比強度高、斷裂韌性好、鍛造溫度低、淬透性好和抗應(yīng)力腐蝕能力強，適合于制造高強度的鈦鍛件[8?10]。該合金在適當(dāng)?shù)淖冃螚l件下也存在形變誘導(dǎo)馬氏體轉(zhuǎn)變現(xiàn)象。DUERIG等[7]研究了經(jīng)不同固溶處理的Ti-10V-2Al-3Fe鈦合金在拉伸變形過程中形變誘導(dǎo)馬氏體轉(zhuǎn)變的一般規(guī)律，并提出了此馬氏體為斜方馬氏體。BHATTACHARJEE等[11]研究認為，Ti-10V-2Al-3Fe合金固溶處理后的β晶粒尺寸與形變誘導(dǎo)馬氏體的轉(zhuǎn)變行為存在密切的關(guān)系。沈桂琴和張虹[12]認為Ti-10V-2Al-3Fe合金形變誘導(dǎo)馬氏體轉(zhuǎn)變與固溶處理溫度和冷卻速率密切相關(guān)。以上研究證實了TB6鈦合金經(jīng)固溶處理后在室溫拉伸應(yīng)力作用下形變誘導(dǎo)馬氏體轉(zhuǎn)變的存在，并獲得其轉(zhuǎn)變的一般規(guī)律。然而，關(guān)于此合金在β相區(qū)熱變形后快冷是否會出現(xiàn)形變誘導(dǎo)馬氏體方面的研究鮮見報道。

為了明確TB6鈦合金在β相區(qū)熱變形后快冷過程中形變誘導(dǎo)馬氏體的轉(zhuǎn)變行為，本文作者利用Thermecmaster?Z型熱模擬試驗機進行TB6鈦合金在β相區(qū)的等溫?zé)釅嚎s實驗，采用金相顯微鏡(OM)、掃描電鏡(SEM)和X射線衍射分析(XRD)研究TB6鈦合金在β相區(qū)熱變形后快冷過程中形變誘導(dǎo)馬氏體的轉(zhuǎn)變行為。

1 實驗

實驗材料為鑄態(tài) TB6鈦合金棒材，加工成 d8 mm×12 mm圓柱試樣。其名義成分(質(zhì)量分數(shù))如下：V10%，F(xiàn)e 2%，Al 3%，余量為Ti。原始組織為α+β混合組織(見圖1)，白色為α相，α+β混合組織的特征呈網(wǎng)籃狀結(jié)構(gòu)。

在Thermecmaster?Z型熱模擬試驗機上進行等溫恒應(yīng)變速率熱壓縮實驗，選擇3種變形條件：825 ℃，ε˙ =0.01 s?1，ε=0.92；950℃，ε˙=0.1 s?1，ε=0.92；1 125℃，ε˙=0.001 s?1，ε=0.92。試樣采用真空感應(yīng)加熱，升溫速率為10 ℃/s，保溫時間為4 min，使變形前組織全部由β晶粒組成，試樣變形后立即氦氣冷卻。為考察變形試樣中出現(xiàn)的馬氏體是否是快速冷卻的結(jié)果，再將變形條件為 825 ℃，ε˙=0.01 s?1，ε=0.92 的變形試樣分成3塊，一起加熱到900 ℃，固溶20 min后分別進行水冷、空冷和隨爐冷。壓縮試樣沿壓縮軸方向剖開，固溶試樣沿中心線剖開，機械拋光后侵蝕。金相組織觀察及分析在TG3000型金相顯微分析系統(tǒng)上進行，SEM圖像分析在JEM?200CX型掃描電鏡上進行，物相分析在D8型X射線衍射儀上進行。

圖1 鑄態(tài)TB6鈦合金的原始組織Fig.1 As-cast microstructure of TB6 titanium alloy

2 實驗結(jié)果

熱變形后鑄態(tài)TB6鈦合金組織中兩種類型轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的形貌如圖2所示。圖2(a)所示為合金在試驗過程中觀察到的針狀形態(tài)轉(zhuǎn)變物，針狀物之間縱橫交錯，并形成外觀上的團體，在整個試樣中間隔地分布著有限的這種團體。圖2(b)所示為合金在試驗過程中觀察到的鋸齒狀形態(tài)轉(zhuǎn)變物，鋸齒狀轉(zhuǎn)變物組織是由兩組無數(shù)個條狀物平行排列而成的，鋸齒狀轉(zhuǎn)變物組織以直線狀分布于合金組織中，可能終止于晶內(nèi)或晶界，有時也能橫穿幾個晶粒。

圖 3所示為變形組織中的針狀物和鋸齒狀物的XRD譜。由圖 3可以看出，在針狀物和鋸齒狀物的XRD譜線上除出現(xiàn)β相特征衍射峰外，還出現(xiàn)了一種相同的馬氏體特征衍射峰。由文獻[7]中馬氏體晶格特征數(shù)據(jù)可知，這種馬氏體為斜方馬氏體(α″)，晶格常數(shù)為a=0.301 nm，b=0.491 nm，c=0.463 nm。合金中觀察到的兩類馬氏體在形貌上存在明顯差異，但XRD物相分析表明，合金中只存在一種馬氏體相結(jié)構(gòu)(α″)，說明TB6鈦合金在變形過程中出現(xiàn)的形變誘導(dǎo)馬氏體α″在外觀上呈現(xiàn)兩種形態(tài)特征。

圖 2 熱變形后鑄態(tài) TB6鈦合金組織中兩種類型轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的形貌Fig.2 Two typical morphologies of transition structures for as-cast TB6 alloy after hot deformation: (a) Needle-type structure (950 ℃, ε˙=0.1 s?1, ε=0.92); (b) Serrate-type structure (1 125 ℃, ε˙=0.001 s?1, ε=0.92)

圖3 變形組織中兩種轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的XRD譜Fig.3 XRD patterns of two kinds of transition structures: (a)Needle-type structure (950 ℃, ε˙=0.1 s?1, ε=0.92); (b)Serrate-type structure (1 125 ℃, ε˙=0.001 s?1, ε=0.92)

圖4 鑄態(tài)TB6鈦合金經(jīng)825 ℃、ε˙=0.01 s?1、ε=0.92變形后的金相組織及該變形試樣經(jīng)900 ℃固溶20 min后分別進行水冷、空冷和隨爐冷的金相組織Fig.4 Microstructures of TB6 titanium alloy taken from samples deformed under conditions of 825 ℃, ε˙=0.01 s?1, ε=0.92 (a) and then sectioned to heat treated at 900 ℃ for 20 min and followed with different cooling rates in water-cooling (b), air-cooling (c) and furnace cooling (d), respectively

圖 4 所示為合金經(jīng) 825 ℃，ε˙=0.01 s?1，ε=0.92變形后的金相組織及該變形試樣經(jīng)900 ℃固溶20 min后分別進行水冷、空冷和隨爐冷的金相組織。由圖4(a)觀察到，在變形試樣的金相組織中出現(xiàn)了針狀物和鋸齒狀物(見箭頭)，此針狀物和鋸齒狀物的組織形態(tài)明顯與原始材料中的組織形態(tài)存在差異。由此判斷該針狀物和鋸齒狀物不應(yīng)是變形前保溫時間不足而導(dǎo)致的原始組織未溶物。圖4(b)所示為將變形組織經(jīng)900℃固溶20 min后水冷的金相組織，可見，組織中全由β晶粒組成，未見針狀物和鋸齒狀物出現(xiàn)。變形組織經(jīng)900 ℃固溶20 min后空冷的金相組織(見圖4(c))與水冷組織相似，也未出現(xiàn)針狀物和鋸齒狀物。本熱變形實驗的冷卻方式是采用氦氣冷卻，其冷卻速度應(yīng)是介于水冷和空冷時的冷卻速度，在合金經(jīng)水冷和空冷后的組織中均未觀察到針狀物和鋸齒狀物，說明冷卻速度與變形組織中針狀物和鋸齒狀物的出現(xiàn)關(guān)系不大。圖4(d)所示為將變形組織經(jīng)900 ℃固溶20 min后爐冷的金相組織，可見，該組織與圖1中的材料原始組織相似，不同于針狀物和鋸齒狀物形態(tài)。因此，變形組織中出現(xiàn)的針狀物和鋸齒狀馬氏體不應(yīng)是未溶或冷卻過程中產(chǎn)生的α相，也不應(yīng)是由于快冷而產(chǎn)生的馬氏體，而是形變誘導(dǎo)馬氏體組織。

3 討論

3.1 形變誘導(dǎo)馬氏體轉(zhuǎn)變的原因

鈦合金的β相之所以能保持至室溫是由于合金中加入一定數(shù)量的β穩(wěn)定元素的緣故。含有不同β穩(wěn)定元素的鈦合金中形成的β相的穩(wěn)定程度采用β相條件穩(wěn)定系數(shù)Kβ表示，采用式(1)計算[13]：

式中：wn為合金中元素的質(zhì)量分數(shù)，%；wkn為該合金元素的臨界質(zhì)量分數(shù)，%。TB6(Ti-10V-2Fe-3Al)鈦合金中的β穩(wěn)定元素是V和Fe，其臨界濃度分別為15%和5%。根據(jù)式(1)可以計算出該合金的Kβ為1.06，稍微超過1.0。當(dāng)合金Kβ值剛好為1.0時，馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度為室溫；當(dāng)合金Kβ值小于和大于1.0時，馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度分別為室溫以上和室溫以下[13]。因此，TB6鈦合金在無應(yīng)力作用下馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度為室溫以下，即在固溶處理及淬火過程中是不能出現(xiàn)馬氏體轉(zhuǎn)變的，但β相處于機械不穩(wěn)定狀態(tài)，在內(nèi)應(yīng)力的作用下可能使馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度上升到室溫以上，促使發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。

3.2 晶體結(jié)構(gòu)的演變

TB6鈦合金作為亞穩(wěn)β鈦合金，其過冷β相在應(yīng)力或應(yīng)變作用下發(fā)生馬氏體相變，這種形變誘導(dǎo)馬氏體相變必然導(dǎo)致晶體結(jié)構(gòu)之間的相互轉(zhuǎn)變。TB6鈦合金形變誘導(dǎo)斜方馬氏體α″與基體β相之間保持如下的位向關(guān)系： (1 11)α′′//(110)β,[110]α′′//[111]β[14]，其示意圖如圖5所示。當(dāng)基體β相由體心立方結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)樾狈降摩痢鍟r，β相的晶胞發(fā)生扭曲。相應(yīng)地，晶胞上的原子發(fā)生移動：

圖5 TB6鈦合金β相轉(zhuǎn)變?yōu)樾狈溅痢鍟r的點陣參數(shù)和點陣應(yīng)變的變化Fig.5 Variation of lattice parameters and lattice strain of β→α″ transformation in TB6 titanium alloy (BBC cell: narrow line and open circles(β), orthorhomic cell: heavy line and closed circles (α″))

原子移動的結(jié)果使得沿著3個點陣方向發(fā)生點陣應(yīng)變：ε1=?7.1%，ε2=7.2%，ε3=1.1%。點陣常數(shù)也由原來 β 相的變?yōu)樾狈?α″相的 a′=0.301 nm，b′=0.491 nm，c′=0.463 nm[7]。

雖然本實驗的條件(合金先 β相區(qū)熱變形后快冷)與文獻[7，12]中的實驗條件(合金先β相區(qū)固溶、快冷后變形)存在一定差異，但是促使馬氏體轉(zhuǎn)變的機理應(yīng)是相同的，即都是在應(yīng)力的作用下使馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度升高到室溫以上。圖3的XRD譜也證實了在本實驗條件下變形組織中出現(xiàn)的馬氏體晶體結(jié)構(gòu)與文獻[7，12，15]的報道是一致的。

3.3 馬氏體的形核及亞結(jié)構(gòu)

形變誘導(dǎo)馬氏體一般優(yōu)先在預(yù)先存在的晶界和亞晶界形核，并不斷生長成近似平行的細條狀或針狀，后生長成樹枝狀[15]。試驗觀察發(fā)現(xiàn)，在TB6鈦合金中的形變誘導(dǎo)馬氏體也存在這種形核和生長模式。在馬氏體轉(zhuǎn)變初期，在β相基體中形成條狀馬氏體主干，主干之間近似平行(見圖6(a))。隨著馬氏體轉(zhuǎn)變的進一步發(fā)展，馬氏體枝干不斷從主干中生長出來,馬氏體枝干之間可能發(fā)生交合、重疊，但主干仍能清楚呈現(xiàn)其相互平行的特點(見圖6(b))。

圖6 形變誘導(dǎo)馬氏體的金相組織Fig.6 Microstructures of stress-induced martensite: (a) Early stage of transition (825 ℃, ε˙=0.01 s?1, ε=0.92); (b) Final stage of transition (950 ℃, ε˙=0.1 s?1, ε=0.92)

一般來說，孿晶是形變誘導(dǎo)馬氏體內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的主要形式。DUERIG[7]等認為，Ti-10V-2Fe-3Al鈦合金形變誘導(dǎo)馬氏體內(nèi)部存在〈111〉{112}類型的孿晶。而一些學(xué)者在Ti-Ni-Nb合金形變誘導(dǎo)馬氏體內(nèi)部觀察到了(111)型孿晶體[16]。MENG 等[17]研究認為，Ti-Ni-Hf合金形變誘導(dǎo)馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要為(001)型孿晶。孿晶的特點是在切應(yīng)力的作用下晶體一部分相對另一部分發(fā)生以孿晶面為面對稱的共格切變，而發(fā)生孿晶部分與未發(fā)生孿晶部分保持面對稱關(guān)系。在本實驗條件下產(chǎn)生的形變誘導(dǎo)馬氏體內(nèi)部也可能存在孿晶亞結(jié)構(gòu)。圖7所示為形變誘導(dǎo)馬氏體的SEM像。可見，某些馬氏體內(nèi)部晶體的某一部分與相鄰之間在形貌上保持一定的對稱關(guān)系，存在孿晶形貌的一般特征。

圖 7 形變誘導(dǎo)馬氏體(950 ℃, ε˙=0.1 s?1, ε=0.92)的 SEM 像Fig.7 SEM micrograph of stress-induced martensite (950 ℃,ε˙ =0.1 s?1, ε=0.92)

4 結(jié)論

1) TB6鈦合金β相條件穩(wěn)定系數(shù)Kβ為1.06，β相處于機械不穩(wěn)定狀態(tài)，一定應(yīng)力作用下將發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。

2) 在 β相區(qū)熱變形后快冷過程中合金存在形變誘導(dǎo)斜方馬氏體相變，其晶格常數(shù)為 a′=0.301 nm，b′=0.491 nm，c′=0.463 nm。這種形變誘導(dǎo)馬氏體相變是通過 β相沿著 3個點陣方向發(fā)生點陣應(yīng)變ε1=?7.1%，ε2=7.2%，ε3=1.1%而實現(xiàn)的。

3) 形變誘導(dǎo)馬氏體呈現(xiàn)針狀和鋸齒狀兩種形貌，其轉(zhuǎn)變模式是先形成近似平行的細條狀或針狀主干，后從主干中不斷生長成樹枝狀，枝干之間可能發(fā)生交合、重疊，馬氏體內(nèi)部可能存在孿晶。

REFERENCES

[1] DATTA K, DELHEZ R, BRONSVELD P M. A low-temperature study to examine the role of[epsilon]-martensite during strain-induced transformations in metastable austenitic stainless steels[J]. Acta Materialia, 2009,57(11): 3321?3326.

[2] STANCIU S, BUJOREANU L G. Formation of β′1stress-induced martensite in the presence of [gamma]-phase, in a Cu-Al-Ni-Mn-Fe shape memory alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2008, 481/482: 494?499.

[3] GOLLERTHAN S, YOUNG M L, NEUKING K. Direct physical evidence for the back-transformation of stress-induced martensite in the vicinity of cracks in pseudoelastic NiTi shape memory alloys[J]. Acta Materialia, 2009, 57(19): 5892?5897.

[4] LIU W B, WEN Y H, LI N. Effects of electropulsing treatment on stress-induced martensite transformation of a pre-deformed Fe17Mn5Si8Cr5Ni0.5NbC alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2009, 507(1/2): 114?116.

[5] KOUL M K, BREEDIS J F. Phase transformations in beta isomorphous titanium alloys[J]. Acta Metallurgica, 1970, 18(6):579?588.

[6] BLACKBURN M J, WILLIAMS J C. Phase Transformations in Ti-Mo and Ti-V alloys[J]. Transactions of TMS-AIME, 1968,242: 2461?2469.

[7] DUERIG T W, ALBRECHT J, RICHTER D. Formation and reversion of stress-induced martensite in Ti-10 V-2 Fe-3Al[J].Acta Materialia, 1982, 30(12): 2161?2172.

[8] 劉 彬, 黃 旭, 黃利軍, 齊立春. TB6 鈦合金多重固溶時效熱處理工藝研究[J]. 稀有金屬, 2009, 33(4): 489?493.LIU Bin, HUANG Xu, HUANG Li-jun, QI Li-chun. Efect of multiple solution and aging treatment on microstructure and mechanical property of TB6 titanium alloy[J]. Chinese Journal of Rare Metals, 2009, 33(4): 489?493.

[9] 李 騁, 何玉懷, 黃利軍, 蘇 彬. TB6 鈦合金疲勞及裂紋擴展性能研究[J]. 失效分析與預(yù)防, 2008, 3(3): 17?22.LI Cheng, HE Yu-huai, HUANG Li-jun, SHU Bin. Study on fatigue property and crack growth behavior of TB6 titanium alloy[J]. Failure Analysis and Prevention, 2009, 3(3): 17?22.

[10] 呂逸帆, 孟祥軍, 李士凱. TB6合金β斑研究概述[J]. 稀有金屬材料與工程, 2008, 37(增刊3): 544?548.Lü Yi-fan, MENG Xiang-jun, LI Shi-kai. An overview of β fleck in TB6 alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering,2008, 37(supplement 3): 544?548.

[11] BHATTACHARJEE A, BHARGAVA S, VARMA V K. Effect of β grain size on stress induced martensitic transformation in β solution treated Ti-10V-2Fe-3Al alloy[J]. Scripta Materialia,2005, 53(2): 195?200.

[12] 沈桂琴, 張 虹. Ti-10V-2Fe-3Al 合金的應(yīng)力誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變[J]. 航空材料學(xué)報, 1997, 53(2): 26?31.SHENG Gui-qin, ZHANG Hong. Stress induced formation of martensite in Ti-10V-2Fe-3Al[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2005, 53(2): 195?200.

[13] 王金友, 葛志明, 周彥邦. 航空用鈦合金[M]. 上海: 上海科學(xué)技術(shù)出版社, 1985: 199?203.WANG Jin-you, GE Zhi-ming, ZHOU Yan-bang. Titanium alloys in aviation applications[M]. Shanghai: Scientific and Technical Press, 1985: 199?203.

[14] DUERIG T W, MIDDLETON R M, TERLINDE G T. Stress assisted transformation in Ti-10V-2Fe-3Al[C]//Proceedings of the 4th International Conference on Titanium. 1980, 2:1503?1512.

[15] ZHANG L C, ZHOU T, AINDOW M. Nucleation of stress-induced martensites in a Ti/Mo-based alloy[J]. Journal of Materials Science, 2005, 40(11): 2833?2836.

[16] ZHENG Y F, CAI W, ZHANG J X. Microstructural development inside the stress induced martensite variant in a Ti-Ni-Nb shape memory alloy[J]. Acta Materialia, 2000, 48(6):1409?1425.

[17] MENG X L, CAI W, ZHENG Y F. Stress-induced martensitic transformation behavior of a Ti-Ni-Hf high temperature shape memory alloy[J]. Materials Letters, 2002, 55(1/2): 111?115.

Transformation of deformation-induced martensite in TB6 titanium alloy

OUYANG De-lai1,2, LU Shi-qiang1, CUI Xia1, LI Xin1, HUANG Xu3
(1. School of Material Science and Engineering , Nanchang Hangkong University, Nanchang 330063, China;2. Institute of Materials Science and Technology, Nanjing University of Aeronautics and Astronautics, Nanjing 210016, China;3. Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China)

To study the transformation behavior of deformation-induced martensite in Ti-10Al-2Fe-3V(TB6) alloy during rapid cooling after β hot process，the hot compression experiments adopting cylindrical specimens at constant strain rates were carried out on Thermecmaster?Z simulator. The β stable coefficient (Kβ) of this alloy was calculated and the hot deformation microstructure was observed. The results show that the β stable coefficient (Kβ) is 1.06, the β-phase is of thermomechanical unstability, and the transformation of stress induced orthorhombic martensite from β-phase occurs by transformation strains in three principal lattice directions as ε1=?7.1%, ε2=+7.2%, ε3=+1.1% during rapid cooling after β hot process. The martensite which presents two typical morphologies of transition structure needle-type and serrate-type structure nucleates at pre-existing sub-grain boundaries and grows to laths parallelly.

TB6 titanium alloy; deformation-induced martensite; stable coefficient

TB43

A

1004-0609(2010)12-2307-06

國家重點基礎(chǔ)研究發(fā)展計劃資助項目(2007CB613803)；國家自然科學(xué)基金資助項目(51005112)；航空科學(xué)基金資助項目(2009ZE56014)；江西省自然科學(xué)基金資助項目(2008GZC0041)；江西省教育廳科技資助項目(GJJ08203)

2009-12-17；

2010-04-28

魯世強，教授，博士；電話：0791-3863039；E-mail：niatlusq@126.com

(編輯 龍懷中)