Ti-10V-2Fe-3Al合金的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性、微觀組織及力學(xué)行為

齊立春, 張凱超, 肖文龍, 黃 旭, 趙新青

（1.中國航發(fā)北京航空材料研究院 鈦合金研究所，北京 100095；2.北京航空航天大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100191）

作為鈦合金的重要門類，亞穩(wěn)β鈦合金由于其高強(qiáng)韌性、強(qiáng)耐蝕性、優(yōu)異的生物相容性及形狀記憶（超彈性）等性能[1-2]，已經(jīng)成為先進(jìn)工業(yè)領(lǐng)域重要的結(jié)構(gòu)材料和功能材料。亞穩(wěn)β鈦合金優(yōu)異力學(xué)性能和功能特性的物理基礎(chǔ)在于其豐富的固態(tài)相變特性，通過改變成分及冷、熱加工（含熱處理）可實(shí)現(xiàn)微觀組織和力學(xué)性能的調(diào)控。根據(jù)亞穩(wěn)β鈦合金的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性，合金的變形行為可涉及塑性滑移、孿晶變形和應(yīng)力（應(yīng)變）誘發(fā)馬氏體相變等[3-4]。

近年來，關(guān)于結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性和馬氏體相變的研究已經(jīng)成為先進(jìn)鈦合金和材料物理領(lǐng)域的熱點(diǎn)，例如具有生物醫(yī)用前景的Ti-Nb系合金[4-6]和工程應(yīng)用背景的 β-CEZ（Ti-5A1-2Sn-2Cr-4Mo-4Zr-1Fe）[7-8]及Ti-10V-2Fe-3Al[9-10]等亞穩(wěn)β鈦合金。此外，部分α + β型鈦合金中的馬氏體相變和力學(xué)行為也引起了研究者的興趣，如SP-700（Ti-4.5Al-3V-2Mo-2Fe）[11]和 Ti-6246（Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo）[12]等。研究結(jié)果表明，這些鈦合金的冷熱加工及熱處理對微觀組織和力學(xué)性能具有顯著影響，例如亞穩(wěn)β鈦合金的力學(xué)行為和結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性與熱-機(jī)械處理密切相關(guān)，可呈現(xiàn)雙屈服、非線性變形、超塑性和超彈性等力學(xué)行為[4，7-8，13-17]，盡管部分力學(xué)行為的相關(guān)機(jī)制尚存爭議。Grosdidier等認(rèn)為β-CEZ合金拉伸過程中的非線性變形行為來源于應(yīng)變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變[7-8]，而部分學(xué)者將非線性行為歸因?yàn)闊o位錯滑移、納米纏繞和位錯環(huán)[4，16-17]。近年來的原位XRD和同步輻射實(shí)驗(yàn)證實(shí)，應(yīng)力/應(yīng)變誘發(fā)馬氏體相變是亞穩(wěn)β鈦合金非線性變形行為的本質(zhì)原因[5，18-19]。Barriobero-Vila等進(jìn)行亞穩(wěn) β 鈦合金的原位X-射線衍射實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，除了淬火和應(yīng)力可誘發(fā)β→α'馬氏體相變，加熱過程也可產(chǎn)生等溫α'馬氏體轉(zhuǎn)變[20-22]。大量研究結(jié)果表明，亞穩(wěn)β鈦合金的變形機(jī)制不僅與馬氏體轉(zhuǎn)變相關(guān)，還涉及滑移、孿晶變形等[23-28]。

作為典型的高強(qiáng)韌亞穩(wěn)β鈦合金，Ti-1023已應(yīng)用于客機(jī)起落架主承力構(gòu)件和直升機(jī)旋翼系統(tǒng)關(guān)鍵構(gòu)件[3，29-34]。鑒于Ti-1023合金的亞穩(wěn)結(jié)構(gòu)屬性，其微觀組織、力學(xué)行為及其與冷熱加工（熱處理）的相關(guān)性一直受到研究者的關(guān)注。Ti-1023合金馬氏體相變研究可追溯到20世紀(jì)80年代，研究者指出合金樣品的內(nèi)應(yīng)力及外加應(yīng)力對相變具有重要作用[35-36]。目前關(guān)于Ti-1023合金的馬氏體相變研究，主要關(guān)注單相區(qū)固溶并快冷以及應(yīng)力作用下的馬氏體轉(zhuǎn)變。實(shí)際上，先進(jìn)工業(yè)領(lǐng)域應(yīng)用的Ti-1023合金往往涉及多種冷熱加工及熱處理，因此深入研究冷熱加工及熱處理對微觀組織演化和力學(xué)行為的影響，對Ti-1023合金的組織和性能優(yōu)化及其在先進(jìn)工業(yè)領(lǐng)域的應(yīng)用均具有重要意義。

本工作以Ti-1023合金為研究對象，系統(tǒng)研究結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性以及冷軋變形合金的微觀組織演變及力學(xué)行為，揭示冷變形及熱處理對合金微觀組織和力學(xué)行為的影響規(guī)律。

1 實(shí)驗(yàn)材料和方法

以零級海綿鈦和V-Al-Fe中間合金為原材料，經(jīng)三次真空自耗熔煉制備直徑為380 mm的Ti-1023合金鑄錠。鑄錠經(jīng)多次鐓拔鍛造成直徑為200 mm的棒材，再經(jīng)單向拔長和多道次大變形量熱軋成直徑為10 mm的棒材。直徑為10 mm的棒材經(jīng)機(jī)械切削（直徑8 mm）后，采用橫列式軋機(jī)進(jìn)行多道次冷軋變形，變形量分別為20%、28%、36%和42%。采用金相法測得合金的β相轉(zhuǎn)變溫度為793 ℃，棒材化學(xué)成分如表1所示。

表1 Ti-1023合金化學(xué)成分測試結(jié)果（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Chemical composition of Ti-1023 alloy（mass fraction/%）

未軋制合金的熱處理、微觀組織表征及拉伸試樣采用線切割方法從直徑200 mm鍛棒上切取，熱處理和微觀組織表征試樣尺寸為φ10 mm × 15 mm的圓柱，力學(xué)性能測試采用工作部分為φ5 mm × 25 mm的試樣。未軋制合金的熱處理實(shí)驗(yàn)包括：單相區(qū)水冷（833 ℃/120 min/WQ）、單相區(qū)爐冷（833 ℃/120 min/FC）和單相區(qū)爐冷 + 兩相區(qū)水冷（833 ℃/120 min/FC + 753 ℃/120 min/WQ）。冷軋棒材微觀組織表征試樣采用線切割縱向切取長度為15 mm的圓柱，力學(xué)性能測試采用工作部分為φ3 mm × 15 mm的拉伸試樣。

采用Max2500型多晶X射線衍射儀（Cu-Kα靶/工作電壓40 kV）進(jìn)行合金相組成的分析表征；采用DM4000型光學(xué)顯微鏡和NanoSEM450型場發(fā)射掃描電鏡觀察合金的微觀組織。采用Tecnai G2 F20和JSM-7001F場發(fā)射高分辨透射電子顯微鏡分析合金的微觀結(jié)構(gòu)。室溫拉伸性能測試在5887電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 Ti-1023 合金的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性

圖1分別為Ti-1023合金經(jīng)單相區(qū)水冷和單相區(qū)爐冷的光學(xué)顯微組織。從圖1（a）可見，當(dāng)合金樣品在833 ℃單相區(qū)固溶并水冷后，顯微組織為過冷的等軸狀亞穩(wěn)β相，無初生α相出現(xiàn)。而合金經(jīng)833 ℃單相區(qū)固溶并爐冷后，其顯微組織主要為β基體上析出大量的互相交錯的板條狀α相，如圖1（b）所示。

為了進(jìn)一步確認(rèn)Ti-1023合金不同熱處理后的相組成，對不同冷卻處理的合金試樣進(jìn)行X-射線衍射（XRD）分析表征，其衍射圖譜如圖2所示。由此可見，當(dāng)Ti-1023合金在833 ℃單相區(qū)固溶并經(jīng)水冷后，其XRD衍射譜上只有β相（110）面和（211）面的衍射峰，表明此時Ti-1023合金由單一的 β相組成，如圖 2（a）所示。由圖 2（b）所示的XRD衍射譜可知，合金經(jīng)833 ℃單相區(qū)固溶處理并爐冷至室溫后，其微觀組織由大量的α相和部分β相組成。這意味著，在爐冷過程中大部分β相分解為α相，這與圖1所示的合金光學(xué)顯微組織形貌相一致。

圖1 單相區(qū)固溶后分別經(jīng)水冷和爐冷處理后的Ti-1023合金光學(xué)顯微組織形貌 （a）833 ℃/120 min/WQ；（b）833 ℃/120 min/FCFig. 1 Optical micrographs of Ti-1023 alloy with different heat treatments （a）833 ℃/120 min/WQ；（b）833 ℃/120 min/FC

圖2 單相區(qū)固溶后分別經(jīng)水冷和爐冷處理后的Ti-1023合金的XRD衍射譜Fig. 2 XRD profiles of Ti-1023 alloy with different heat treatments

為了表征不同熱處理的Ti-1023合金的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性和力學(xué)行為，對單相區(qū)固溶后水冷、爐冷以及爐冷后經(jīng)兩相區(qū)水冷樣品進(jìn)行了室溫拉伸測試，圖3為三種合金樣品在室溫拉伸狀態(tài)下的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線。

圖3 經(jīng)不同熱處理的Ti-1023合金的室溫拉伸工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig. 3 Tensile engineering stress-strain curves of Ti-1023 alloy after different heat treatments

由圖3可知，當(dāng)Ti-1023合金經(jīng)單相區(qū)（833 ℃）固溶并水淬之后，其應(yīng)力-應(yīng)變曲線呈現(xiàn)“雙屈服”特性。顯然，相組成為單一亞穩(wěn)β相的Ti-1023合金具有較低的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性，此時在較低的應(yīng)力作用下即可發(fā)生馬氏體相變，此應(yīng)力與應(yīng)力-應(yīng)變曲線的第一屈服強(qiáng)度（約305 MPa）相對應(yīng)。由于后續(xù)的馬氏體相變需要更高的誘發(fā)應(yīng)力，因此應(yīng)力提高對應(yīng)著應(yīng)力誘發(fā)的馬氏體體積分?jǐn)?shù)的增加。當(dāng)誘發(fā)α'馬氏體相變的應(yīng)力高于β相的屈服強(qiáng)度，那么導(dǎo)致β相發(fā)生永久塑性變形的應(yīng)力即第二屈服強(qiáng)度（約685 MPa）。因此，第一屈服應(yīng)力到第二屈服應(yīng)力之間的變形過程對應(yīng)于應(yīng)力（應(yīng)變）誘發(fā)馬氏體相變和馬氏體變體的自協(xié)作過程[5-7]。

與單相區(qū)固溶并水淬樣品相比，經(jīng)單相區(qū)（833 ℃）固溶并爐冷至室溫的Ti-1023合金應(yīng)力-應(yīng)變曲線與普通金屬材料類似，不呈現(xiàn)“雙屈服”特征，并具有較高的屈服強(qiáng)度（800 MPa）和抗拉強(qiáng)度（876 MPa），如圖3所示。此結(jié)果表明，爐冷時大量α相的析出顯著提高合金中β相的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性，從而避免了應(yīng)力或應(yīng)變誘發(fā)馬氏體相變。

值得注意的是，將單相區(qū)（833 ℃）固溶并爐冷后的樣品經(jīng)兩相區(qū)（753 ℃）固溶再水冷至室溫，合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線依然出現(xiàn)“雙屈服”行為，如圖3所示。這表明，只要合金固溶后通過快速冷卻將高溫β相保留到室溫，合金將具有較低的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性并在應(yīng)力作用下發(fā)生馬氏體相變，從而使得應(yīng)力-應(yīng)變曲線呈現(xiàn)“雙屈服”行為。相比之下，兩相區(qū)（753 ℃）固溶水冷樣品的第一屈服強(qiáng)度（約480 MPa）、第二屈服強(qiáng)度（約750 MPa）以及抗拉強(qiáng)度均高于單相區(qū)（833 ℃）固溶水冷樣品。同時，兩個合金的彈性模量分別為80 GPa和72 GPa，均顯著低于單相區(qū)（833 ℃）固溶爐冷的樣品（109 GPa），如圖3中的局部放大圖。由于α相的彈性模量顯著高于β相[1]，因此該結(jié)果可由合金中α相的體積分?jǐn)?shù)不同來解釋，固溶水冷樣品中含有較少的α相，固溶爐冷樣品中含有大量的α相。

作為亞穩(wěn)β鈦合金，Ti-1023中的β相穩(wěn)定元素含量大于臨界濃度（Ck），因此從β單相區(qū)以上溫度快速冷卻可使β相保留至室溫，而不發(fā)生β→α'馬氏體相變。由于β相在室溫處于亞穩(wěn)狀態(tài)，應(yīng)力和應(yīng)變可誘發(fā)其馬氏體轉(zhuǎn)變，從而導(dǎo)致合金應(yīng)力-應(yīng)變曲線出現(xiàn)“雙屈服”現(xiàn)象。與單相區(qū)固溶水冷樣品相比，兩相區(qū)固溶水冷樣品的第一屈服強(qiáng)度高出50%以上，這主要?dú)w因于不同熱處理制度導(dǎo)致β相具有不同的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性。Ti-1023合金β相的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性來自β穩(wěn)定元素V和Fe含量，由于α相的析出導(dǎo)致這些β穩(wěn)定元素在殘余β相內(nèi)富集（元素配分），從而進(jìn)一步提高殘余β相的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性[37-39]。誘發(fā)穩(wěn)定性較高的β相發(fā)生馬氏體相變需要較高的應(yīng)力，從而呈現(xiàn)較高的第一屈服強(qiáng)度。兩相區(qū)固溶水冷樣品β相的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性高于單相區(qū)固溶水冷樣品，因此具有較高的誘發(fā)馬氏體相變應(yīng)力，即第一屈服強(qiáng)度。

2.2 冷軋變形 Ti-1023 合金的微觀組織

為了研究冷軋變形對Ti-1023亞穩(wěn)β鈦合金微觀組織演化及其力學(xué)行為的影響，對單相區(qū)833 ℃固溶水冷后的合金進(jìn)行20%～42%變形量的冷軋變形。圖4給出了不同冷軋變形量的SEM組織形貌圖。由此可見，固溶水冷的Ti-1023合金經(jīng)冷軋變形后，β晶粒內(nèi)形成大量密集分布的針狀α'馬氏體，并且不同β相晶粒的α'馬氏體取向也不相同。當(dāng)軋制變形量為20%時，β相晶粒的變形不明顯，隨著變形量增加β相晶粒的變形清晰可見，例如當(dāng)冷軋變形量增加到42%時，可觀察到β相的顯著變形，同一β晶粒內(nèi)的α'馬氏體方向也不相同；在相互近似平行的長板條α'馬氏體（箭頭所指的α'Ⅰ）的內(nèi)部形成許多方向各異的短板條α'馬氏體（箭頭所指的 α'Ⅱ）。

圖4 單相區(qū)833 ℃固溶水冷后Ti-1023合金經(jīng)不同變形量冷軋后的SEM形貌 （a）20%；（b）28%；（c）36%；（d）42%Fig. 4 SEM morphologies of solution and quenched Ti-1023 specimens after different cold rolling deformations （a）20%；（b）28%；（c）36%；（d）42%

為了進(jìn)一步分析并確認(rèn)Ti-1023合金冷軋變形后的微觀組織特征，對833 ℃固溶水冷并經(jīng)不同變形量冷軋后的合金進(jìn)行XRD表征，結(jié)果如圖5所示。由圖5可以看出，固溶水冷處理后的Ti-1023合金由單一β相組成，冷軋變形可誘發(fā)大量α'馬氏體形成，此時合金的相組成為α'馬氏體和殘余β相。同時可以看出，隨著冷軋變形量從20%增加到 42%，β相（110）和（211）衍射峰逐漸變?nèi)?，這顯然與應(yīng)力/應(yīng)變誘發(fā)α'馬氏體相變有關(guān)，較大的冷軋變形量導(dǎo)致更多的α'馬氏體形成，從而使殘余β相減少。冷軋變形后β相（110）衍射峰向低衍射角方向偏移，表明冷軋變形后β相（110）晶面的面間距增大，這可能與冷軋變形產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力有關(guān)。另外，冷軋變形使得β相衍射峰顯著寬化，表明β相晶粒在軋制過程中顯著細(xì)化，事實(shí)上，劇烈冷軋變形和應(yīng)力/應(yīng)變誘發(fā)α'馬氏體相變均可導(dǎo)致β相晶粒的細(xì)化。結(jié)合圖4和圖5所示的SEM形貌和XRD衍射結(jié)果，可以認(rèn)為應(yīng)力/應(yīng)變誘發(fā)大量α'馬氏體的形成對β相晶粒的細(xì)化起主要作用。

2.3 時效對冷軋 Ti-1023 合金微觀組織的影響

圖6為Ti-1023合金經(jīng)28%冷軋并在550 ℃保溫不同時間空冷后的XRD衍射譜。合金在550 ℃保溫5 min、10 min、30 min及60 min空冷至室溫后，除基體β相衍射峰外，均出現(xiàn)了高強(qiáng)度的α相衍射峰。隨著550 ℃時效時間的增加，β相（110）衍射峰強(qiáng)度變?nèi)?，例如?dāng)時效時間為60 min時，β相（110）衍射峰已顯著變?nèi)酢＿@表明，經(jīng)28%冷軋的Ti-1023合金隨著在550 ℃保溫時間延長，更多的α相從β相中分解出來，從而使合金中的β相含量逐漸降低。

圖5 單相區(qū)833 ℃固溶水冷后Ti-1023合金經(jīng)不同變形量冷軋后的XRD衍射譜Fig. 5 XRD profiles of Ti-1023 specimens with solution treatment and different cold rolling deformations

圖6 冷軋變形28%的Ti-1023合金經(jīng)550 ℃時效不同時間后的XRD衍射譜Fig. 6 XRD patterns of cold-rolled（ 28%） Ti-1023 alloy aged at 550 ℃ for different duration

圖7 為Ti-1023合金經(jīng)28%冷軋變形后550 ℃短時保溫不同時間時效處理后的室溫拉伸工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線。由此可以看出，合金經(jīng)28%冷軋后不但具有較高的強(qiáng)度，同時兼具較高的伸長率，同時合金在拉伸變形過程中呈現(xiàn)出非線性變形特征，顯然這與拉伸過程中的應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變有關(guān)[5，18-19]。當(dāng)Ti-1023合金經(jīng)28%冷軋變形后在550 ℃短時（5 min和10 min）時效時，合金表現(xiàn)出較高的強(qiáng)度和較低的伸長率（不超過5%）。當(dāng)時效時間延長到30 min和60 min時，合金的抗拉強(qiáng)度有所下降，但是伸長率顯著提高。此時合金依然保持較高的屈服強(qiáng)度（＞ 1100 MPa），并具有良好的強(qiáng)度與塑性匹配。由此表明，Ti-1023合金經(jīng)過28%冷軋變形并在550 ℃時效30 min，可獲得1150 MPa屈服強(qiáng)度和接近10%的伸長率，從而呈現(xiàn)出高韌性。

圖7 冷軋（28%）態(tài)Ti-1023合金經(jīng)550 ℃時效處理后拉伸工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig. 7 Tensile engineering stress-strain curves of cold rolled（28%）Ti-1023 alloy after the aging at 550 ℃for different time

為進(jìn)一步研究冷軋態(tài)Ti-1023合金經(jīng)550 ℃時效處理過程中的微觀組織演變，對時效空冷后的合金樣品進(jìn)行TEM觀察分析。圖8給出冷軋態(tài)Ti-1023合金在550 ℃不同時間時效后的TEM明場像及衍射斑點(diǎn)。由圖8（a）和圖8（b）可以看到，550 ℃時效5 min后，盡管大量的殘余β相和α'馬氏體相轉(zhuǎn)變?yōu)棣料?，但是依然可以在局部觀察到板條α'馬氏體，只是板條α'相與β相的界面已不清晰。事實(shí)上，即使在時效30 min的樣品中，觀察不到板條狀的α'馬氏體，但是仍可觀察到少量顆粒狀α'馬氏體。此時合金的微觀組織為大量的α相、殘余β相和少量的粒狀α'馬氏體，如圖8（c）和圖8（d）所示。當(dāng)時效時間增加到60 min時，合金樣品中的α相尺寸顯著變大，β相的體積分?jǐn)?shù)進(jìn)一步降低，如圖 8（e）和圖 8（f）所示。

從上面的實(shí)驗(yàn)結(jié)果可知，冷軋態(tài)的Ti-1023合金在550 ℃時效處理時，α相具有較短的形核孕育期，保溫5 min即有大量的α相析出。這可歸因于合金中由于冷軋導(dǎo)致的大量缺陷可作為α相的形核位置[40]。Ti-1023合金經(jīng)冷軋變形，可引入大量的位錯、晶界和相界等微觀缺陷以及局域應(yīng)力區(qū)，這些缺陷和應(yīng)力區(qū)域可成為α相形核的有利位置，從而促進(jìn)時效時α相的析出。

3 結(jié)論

（1）Ti-1023合金無論是在β單相區(qū)（833 ℃）還是α + β兩相區(qū)（753 ℃）固溶水冷處理，在應(yīng)力或應(yīng)變作用下均可發(fā)生α'馬氏體相變，從而使合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線呈現(xiàn)“雙屈服”特征。與單相區(qū)固溶水冷樣品相比，兩相區(qū)固溶水冷樣品的β相具有較高的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性。

（2）劇烈冷軋變形和應(yīng)力/應(yīng)變誘發(fā)α'馬氏體相變可導(dǎo)致β相晶粒細(xì)化，同時也促使馬氏體進(jìn)一步細(xì)化。

（3）由于冷軋變形引入的大量位錯、晶界和相界等缺陷可成為α相析出的形核位置，冷軋態(tài)合金經(jīng)550 ℃短時時效即可析出大量的細(xì)小α相，從而使合金具有良好的強(qiáng)度與塑性匹配。