冷變形及時(shí)效對(duì)新型β鈦合金組織性能的影響

李 健， 莊宇盛， 李春慧， 李 壯， 蔡文豪， 呂坤琪， 張 利

(沈陽(yáng)航空航天大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 遼寧 沈陽(yáng) 110136)

近幾十年來(lái)，鈦合金因其具有比強(qiáng)度高、良好的耐腐蝕性、優(yōu)良的生物相容性，已經(jīng)在航空航天、海洋、生物材料、化學(xué)工業(yè)等領(lǐng)域廣泛應(yīng)用[1-2]。航天領(lǐng)域?qū)ζ淞W(xué)性能的要求是具備高抗拉強(qiáng)度、低密度、高疲勞強(qiáng)度和良好的成形性[3]。β-Ti合金是鈦合金的一個(gè)重要類(lèi)別。β-Ti合金具有豐富的微觀(guān)結(jié)構(gòu)特征、高比強(qiáng)度和延展性的獨(dú)特結(jié)合、優(yōu)異的淬透性、良好的疲勞性能和耐腐蝕性能，特別是低模量，這些優(yōu)異的性能使其成為用于航空航天的候選材料[4-5]。高強(qiáng)度的β型鈦合金通常被用于制造起落架和襟翼/縫翼軌道、厚截面航空航天部件和飛機(jī)機(jī)身部件等[6]。亞穩(wěn)態(tài)β鈦合金具有潛在的吸引力[7]，其具有良好的韌性、強(qiáng)度和抗疲勞性能，且優(yōu)于α和α+β鈦合金[8]。

β鈦合金的力學(xué)性能和熱穩(wěn)定性可以通過(guò)沉淀細(xì)小、均勻、彌散的α相來(lái)提高[9]。70%變形量冷軋β型Ti-2524合金在400 ℃時(shí)效時(shí)，組織中出現(xiàn)高密度位錯(cuò)且晶界上存在大量的α相沉淀[2]。Ti-6Mo-6V-5Cr-3Sn-2.5Zr的β鈦合金表現(xiàn)出1500 MPa以上的高抗拉強(qiáng)度[4]。將β-Ti合金進(jìn)行冷軋塑性變形，然后在不同溫度下等溫處理，冷變形量對(duì)其力學(xué)性能以及晶粒結(jié)晶取向會(huì)產(chǎn)生影響[2]。β-Ti合金在變形過(guò)程中，存在一些如位錯(cuò)、滑移、機(jī)械孿晶和應(yīng)力誘發(fā)馬氏體(SIM)形成等機(jī)制，從而提高其力學(xué)性能[10]。對(duì)β鈦合金冷軋+低溫/短時(shí)間時(shí)效處理，可使其具有相對(duì)較高的屈服應(yīng)力(730 MPa)和較低的彈性模量(47 GPa)，其微觀(guān)結(jié)構(gòu)由均勻分布的納米尺寸ω相和在β基體中析出的α相組成[11]。通過(guò)時(shí)效處理可使細(xì)小的二次α相沉淀析出，產(chǎn)生強(qiáng)化作用，從而使β鈦合金獲得高抗拉強(qiáng)度[6,12]。

鉬含量較高的鈦合金具有較高的伸長(zhǎng)率和抗拉強(qiáng)度，加入鉬等合金元素提高合金強(qiáng)度的同時(shí)降低了其楊氏模量[13]。含鉬量較高的鈦合金表現(xiàn)出良好的淬透性，可用于制造100 mm以上的零件[6]。本文針對(duì)新型亞穩(wěn)定β型鈦合金(含鉬量分別接近5%和8%)，通過(guò)對(duì)其采用不同變形量冷軋后，在高溫進(jìn)行不同時(shí)間的時(shí)效處理，對(duì)其組織性能進(jìn)行了研究。

1 試驗(yàn)材料與方法

本研究所用β鈦合金為T(mén)i-3873和Ti-3573合金，其實(shí)測(cè)化學(xué)成分如表1所示。兩種鈦合金(厚13 mm)熱軋坯料，分別使用φ180 mm冷軋機(jī)冷軋(13→9.1，13→7.8，13→6.5，變形量分別為30%、40%和50%)，然后再分別線(xiàn)切割成30個(gè)尺寸為48 mm×10 mm×2 mm的試樣，用于拉伸試驗(yàn)和硬度測(cè)量，沿軋制方向取樣。兩種新型鈦合金材料通過(guò)計(jì)算測(cè)得Ti-3573以及Ti-3873合金相變溫度分別為(790±5) ℃、(762±5) ℃，所以選擇較高的溫度進(jìn)行時(shí)效處理。將試樣放入箱式電阻爐中隨爐升溫至650 ℃分別保溫3、6、9、12 h后取出空冷。試樣經(jīng)研磨、拋光后采用HF∶HNO3∶H2O=1∶3∶5(體積比)試劑進(jìn)行腐蝕，用OLYMPUS光學(xué)顯微鏡觀(guān)察其顯微組織；取兩種鈦合金冷軋時(shí)效后強(qiáng)度最高的試樣，在KYKY-2800B型掃描電鏡下進(jìn)行SEM組織觀(guān)察，并用EM400T型透射電鏡觀(guān)察其位錯(cuò)形貌。

使用HVS-50維氏硬度計(jì)(載荷98 N)測(cè)量維氏硬度；按GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》在5105-SANS微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。

表1 試驗(yàn)鈦合金的實(shí)測(cè)化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 冷軋時(shí)效后的力學(xué)性能

Ti-3573和Ti-3873合金經(jīng)不同變形量冷軋和不同時(shí)間時(shí)效后的硬度平均值見(jiàn)圖1。圖1中，隨著冷軋變形量的增加，β鈦合金硬度增加。同30%和40%冷軋相比，經(jīng)50%冷軋后，Ti-3573和Ti-3873合金的硬度分別達(dá)到了335、350 HV10。

圖1 試驗(yàn)鈦合金經(jīng)冷軋+650 ℃時(shí)效后的硬度Fig.1 Hardness of the tested titanium alloys after cold rolling and aging at 650 ℃

兩種合金經(jīng)30%冷軋+不同時(shí)間時(shí)效后，在時(shí)效9 h時(shí)，硬度均達(dá)到最大值。Ti-3573合金的硬度峰值為390 HV10，Ti-3873合金的硬度峰值為440 HV10。經(jīng)40%冷軋+不同時(shí)間時(shí)效后，兩種合金硬度同樣在時(shí)效9 h時(shí)均達(dá)到峰值，Ti-3573合金的硬度峰值達(dá)到321 HV10，Ti-3873合金的硬度峰值達(dá)到446 HV10，為所有試驗(yàn)試樣的最高值。經(jīng)50%冷軋+不同時(shí)間時(shí)效后，Ti-3573合金硬度在時(shí)效6 h時(shí)達(dá)到最大值(389 HV10)，Ti-3873合金在時(shí)效3 h時(shí)達(dá)到最大值(416 HV10)。

對(duì)所有試樣(每組3個(gè))進(jìn)行了拉伸試驗(yàn)，其性能變化與圖1的硬度曲線(xiàn)變化除了個(gè)別點(diǎn)存在差異以外，基本吻合，在時(shí)效不同時(shí)間后，達(dá)到峰值的時(shí)間點(diǎn)都是一致的，變化趨勢(shì)也是一致的。兩種合金經(jīng)過(guò)不同變形量冷軋+650 ℃時(shí)效不同時(shí)間后，硬度達(dá)到最大值的對(duì)應(yīng)試樣在拉伸時(shí)的應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)如圖2所示，力學(xué)性能指標(biāo)見(jiàn)表2。

圖2中曲線(xiàn)均沒(méi)有出現(xiàn)屈服平臺(tái)，而且大部分曲線(xiàn)都延伸得較長(zhǎng)，表明其具有較高的伸長(zhǎng)率。表2中Ti-3573和Ti-3873合金經(jīng)30%冷軋+時(shí)效9 h時(shí)，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別達(dá)到866.61 MPa、822.61 MPa和15.79%及1324.63 MPa、1280.34 MPa和17.06%；而兩種合金50%冷軋分別時(shí)效6 h和3 h時(shí)抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率則分別達(dá)到849.72 MPa、820.34 MPa、9.39%和920.84 MPa、825.83 MPa、15.04%。可見(jiàn)兩種合金經(jīng)30%冷軋+時(shí)效9 h時(shí)所達(dá)到的力學(xué)性能均優(yōu)于經(jīng)50%冷軋分別時(shí)效6 h和3 h的性能。

圖2 試驗(yàn)鈦合金經(jīng)冷軋+650 ℃時(shí)效后的應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)Fig.2 Stress-strain curves of the tested titanium alloys after cold rolling and aging at 650 ℃

表2 試驗(yàn)鈦合金經(jīng)冷軋+650 ℃時(shí)效后的拉伸性能

2.2 冷軋時(shí)效后的組織

Ti-3573和Ti-3873合金30%冷軋+時(shí)效9 h的組織如圖3所示。從圖3(a，b)可知，Ti-3573、Ti-3873合金經(jīng)30%冷軋+時(shí)效9 h后的組織為稍顯拉長(zhǎng)的β晶粒組織，Ti-3573合金中晶粒尺寸比Ti-3873的更粗大。由圖3(c，d)可知，兩種合金組織中均發(fā)現(xiàn)由于冷軋?jiān)斐傻拇罅繉\晶。經(jīng)過(guò)9 h時(shí)效后，在β基體上均有次生α相的析出，而Ti-3873合金中的次生α相較Ti-3573 合金的更細(xì)小，Ti-3873合金中孿晶清晰。

圖3 試驗(yàn)鈦合金經(jīng)30%冷軋+650 ℃時(shí)效9 h的顯微組織Fig.3 Microstructure of the tested titanium alloys after cold rolling with reduction of 30% and aging at 650 ℃ for 9 h(a,b) OM; (c,d) SEM; (a,c) Ti-3573; (b,d) Ti-3873

Ti-3573和Ti-3873合金經(jīng)40%冷軋，650 ℃時(shí)效9 h時(shí)的組織如圖4所示。圖4(a，b)中，Ti-3573、Ti-3873合金經(jīng)過(guò)40%冷軋+時(shí)效9 h后的組織β晶粒拉長(zhǎng)明顯，組織中仍可發(fā)現(xiàn)由于冷軋所形成的孿晶，尤以Ti-3573合金更為明顯。經(jīng)過(guò)9 h時(shí)效后，Ti-3873合金β晶粒基體上析出的次生α相也較Ti-3573合金的細(xì)小。圖4(c，d)為T(mén)i-3573和Ti-3873合金經(jīng)40%冷軋+時(shí)效9 h的掃描電鏡照片，可以看到兩種鈦合金由于40%的冷軋變形量較30%要大，在掃描電鏡下組織中出現(xiàn)很多拉長(zhǎng)的β晶粒，而變形所引起的孿晶也十分明顯。冷變形后由于經(jīng)過(guò)了較長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效，大量次生α相已經(jīng)在β基體上明顯析出。

圖4 試驗(yàn)鈦合金經(jīng)40%冷軋+650 ℃時(shí)效9 h時(shí)的顯微組織Fig.4 Microstructure of the tested titanium alloys after cold rolling with reduction of 40% and aging at 650 ℃ for 9 h(a,b) OM; (c,d) SEM; (a,c) Ti-3573; (b,d) Ti-3873

Ti-3573和Ti-3873合金經(jīng)50%冷軋，分別時(shí)效 6 h 和3 h時(shí)的組織如圖5所示。圖5(a，b)中，兩種鈦合金50%冷軋時(shí)效后組織中仍可發(fā)現(xiàn)孿晶，Ti-3873合金β基體上析出的次生α相較Ti-3573合金的細(xì)小得多。由圖5(c，d)可見(jiàn)，由于50%的冷軋變形量較大，除了在掃描電鏡下能夠發(fā)現(xiàn)冷變形引起的孿晶以外，β晶粒因變形而被拉長(zhǎng)得更為明顯。其中Ti-3873 合金時(shí)效3 h，同Ti-3573合金時(shí)效6 h相比，時(shí)效時(shí)間相對(duì)較短，Ti-3873合金中從β基體上析出的次生α相較Ti-3573合金的要細(xì)小很多。

圖5 試驗(yàn)鈦合金經(jīng)50%冷軋+650 ℃時(shí)效的顯微組織(a,b)OM；(c,d)SEM；(a,c)Ti-3573，時(shí)效6 h；(b,d)Ti-3873，時(shí)效3 hFig.5 Microstructure of the tested titanium alloys after cold rolling with reduction of 50% and aging at 650 ℃(a,b) OM; (c,d) SEM; (a,c) Ti-3573, aging for 6 h; (b,d) Ti-3873, aging for 3 h

圖6為T(mén)i-3573和Ti-3873合金經(jīng)50%冷軋，分別時(shí)效6 h和3 h時(shí)的透射電鏡照片。在同樣的變形條件下經(jīng)過(guò)透射電鏡觀(guān)察，Ti-3573合金的β晶粒內(nèi)發(fā)現(xiàn)有位錯(cuò)產(chǎn)生；Ti-3873合金中同樣可以觀(guān)察到被拉長(zhǎng)的β晶粒內(nèi)的位錯(cuò)，且β晶粒的亞晶粒邊界由許多位錯(cuò)壁組成。

圖6 試驗(yàn)鈦合金經(jīng)50%冷軋+650 ℃時(shí)效的TEM照片(a)Ti-3573，時(shí)效6 h；(b)Ti-3873，時(shí)效3 hFig.6 TEM micrographs of the tested titanium alloys after cold rolling with reduction of 50% and aging at 650 ℃(a) Ti-3573, aging for 6 h; (b) Ti-3873, aging for 3 h

2.3 討論

兩種β鈦合金首先經(jīng)過(guò)30%、40%和50%不同變形量的冷軋，隨著軋制壓下量的增加，β晶粒開(kāi)始拉長(zhǎng)，在β晶界以及晶粒內(nèi)形成細(xì)小的亞晶粒不斷增多，冷軋壓下量的增加導(dǎo)致了晶粒細(xì)化。同時(shí)，隨著軋制壓下量的增加，合金的晶體缺陷，如空位和位錯(cuò)密度增多，位錯(cuò)纏結(jié)增加，導(dǎo)致亞晶界的形成。變形量增大了晶內(nèi)儲(chǔ)存的畸變能。冷變形造成應(yīng)力誘發(fā)的α″馬氏體產(chǎn)生[8]。在本研究的30%變形量的冷軋?jiān)囼?yàn)過(guò)程中，由于位錯(cuò)密度的增加和α″馬氏體的有可能形成，合金的硬度也隨著冷軋壓下量的增加而增加。圖1中，隨著冷軋變形量由30%到50%，Ti-3573合金的硬度由272 HV10增加到335 HV10，Ti-3873合金的硬度也由319 HV10增加到350 HV10，硬度的增加歸因于大量變形引起的位錯(cuò)保留在β相中以及α″馬氏體的形成。

隨著冷軋變形量的增加，冷軋?jiān)嚇拥木w學(xué)取向主要為α纖維織構(gòu)，冷變形引起的織構(gòu)演變對(duì)新相與基體之間的取向產(chǎn)生影響，冷變形導(dǎo)致出現(xiàn)馬氏體α″相，特別是應(yīng)力誘導(dǎo)的馬氏體(SIM)α″相[4]。高密度的位錯(cuò)作為異類(lèi)的形核位置，會(huì)促進(jìn)ω相在短時(shí)間時(shí)效時(shí)的形核，隨著這些異類(lèi)的ω相形核位置均勻分布在β基體內(nèi)，產(chǎn)生的納米尺寸的沉淀也均勻分布在整個(gè)β基體內(nèi)，因此可能有助于亞穩(wěn)β合金的強(qiáng)度增加[11]。隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，這些ω相的形成在后續(xù)時(shí)效過(guò)程中又得到了抑制[14]。

兩種β鈦合金中含有Al、Mo、V、Cr合金元素。其中Al是α相穩(wěn)定元素，Mo、V、Cr是β相穩(wěn)定性元素。這些合金元素具有固溶強(qiáng)化作用，Cr是最強(qiáng)的增強(qiáng)元素，其次是Al、Mo、V[10]。在冷軋變形過(guò)程中，β鈦合金通過(guò)不同的機(jī)制發(fā)生變形，例如位錯(cuò)滑移、孿晶和應(yīng)力誘發(fā)馬氏體(SIM)形成或這些機(jī)制綜合作用[15]。應(yīng)力誘發(fā)馬氏體(SIM)形成可以導(dǎo)致強(qiáng)度和塑性綜合性能的提高。SIM轉(zhuǎn)變?cè)诤艽蟪潭壬先Q于與合金化學(xué)成分相關(guān)的β相的穩(wěn)定性[15]。β相的穩(wěn)定性可以用鉬當(dāng)量(Moeq)來(lái)衡量。對(duì)于高于8wt%的Moeq，β相將處于亞穩(wěn)態(tài)并且在施加應(yīng)力下可能轉(zhuǎn)變?yōu)棣痢逑郲15]。根據(jù)文獻(xiàn)[15]，Mo當(dāng)量為：

Moeq=1.00[Mo]+0.28[Nb]+0.22[Ta]

+0.67[V]+1.60[Cr]+2.90[Fe]

+1.00[Al]

(1)

式中各字母表示相應(yīng)元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)。

根據(jù)公式(1)計(jì)算，本研究中Ti-3573和Ti-3873合金的鉬當(dāng)量分別為17.13wt%和20.46wt%，遠(yuǎn)高于8wt%，因此，其在軋制變形過(guò)程中β相將會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)棣痢逑唷Ｎ墨I(xiàn)[13]指出，在相對(duì)較高的Mo當(dāng)量(即較高的β穩(wěn)定性)合金中，α″相是占優(yōu)勢(shì)的。具有較高β相穩(wěn)定性的β鈦合金通過(guò)α″馬氏體形成和滑移，減少孿晶活動(dòng)，為變形提供空間[8]。機(jī)械孿晶(Twinning效應(yīng))和SIM轉(zhuǎn)變(TRIP效應(yīng))的結(jié)合可以提高β鈦合金的應(yīng)變硬化能力，進(jìn)而提高其均勻伸長(zhǎng)率[10]。因此，冷軋變形量越大，新型β鈦合金強(qiáng)度、硬度等性能越高(見(jiàn)圖1)。

應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)(見(jiàn)圖2)沒(méi)有顯示出應(yīng)力平臺(tái)區(qū)或坡度的變化，表明試樣在拉伸過(guò)程中，變形誘發(fā)的產(chǎn)物α″馬氏體、β孿晶在超過(guò)屈服點(diǎn)后有可能形成[8]。在外應(yīng)力作用下應(yīng)力誘發(fā)α″馬氏體很可能形成，這與本研究新型β鈦合金中富含β穩(wěn)定元素有關(guān)[4]。在拉伸變形過(guò)程中可能同時(shí)發(fā)生了孿晶和馬氏體相變。

新型β鈦合金冷變形后采用不同時(shí)間的時(shí)效處理。時(shí)效使α″馬氏體不穩(wěn)定化，并促使其向α相轉(zhuǎn)變[9]。在冷軋后的時(shí)效過(guò)程中，次生α相在β基體上不斷析出(見(jiàn)圖3～圖6)。一般情況下，應(yīng)變時(shí)效往往會(huì)伴隨著SIM轉(zhuǎn)變，而本研究中并未發(fā)現(xiàn)明顯的應(yīng)力誘發(fā)馬氏體，反之，電鏡下觀(guān)測(cè)到了大量的析出相。因此，可以認(rèn)為性能的變化應(yīng)該主要?dú)w因于固溶時(shí)效，而應(yīng)變時(shí)效對(duì)性能的貢獻(xiàn)則占次要地位。β鈦合金經(jīng)過(guò)冷軋變形產(chǎn)生了大量的晶體缺陷(見(jiàn)圖6)，Ti合金中的這些次生α相總是在β基體上的位錯(cuò)、晶界等缺陷處優(yōu)先形核，這些位錯(cuò)纏結(jié)和晶界阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，為α相沉淀提供了有利條件[2]。隨著兩種合金時(shí)效時(shí)間的增加，次生α相數(shù)量不斷增多。對(duì)于30%、40%變形量冷軋的試驗(yàn)β鈦合金在時(shí)效9 h時(shí)，硬度、強(qiáng)度均達(dá)到最高值(見(jiàn)圖1、圖2)，而Ti-3873合金的性能優(yōu)于Ti-3573合金。這是因?yàn)樵趤喎€(wěn)β型鈦合金中，隨著α相的不斷析出，剩余的β基體穩(wěn)定性逐漸升高，其析出α相的能力也在逐漸減弱。組織中析出的α相數(shù)量及形態(tài)發(fā)生變化，在時(shí)效9 h時(shí)，析出的α相數(shù)量多(見(jiàn)圖3、圖4)，性能達(dá)到最高。Ti-3873合金與Ti-3573合金相比，由于β相穩(wěn)定元素含量的不同，Mo當(dāng)量存在差異，導(dǎo)致合金中β相的穩(wěn)定程度不同，在時(shí)效過(guò)程中析出的α相形態(tài)、尺寸、含量均不同，這些因素最終導(dǎo)致兩種合金時(shí)效后力學(xué)性能的差異。經(jīng)9 h 時(shí)效后，Ti-3873合金較Ti-3573合金組織中α相更細(xì)小，在β基體中分布更彌散，其強(qiáng)化效果更好。隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金中析出的α相含量達(dá)到一定量時(shí)便不再析出，但在650 ℃時(shí)效溫度下，擴(kuò)散速率依舊很高，此時(shí)α相開(kāi)始長(zhǎng)大，當(dāng)α相長(zhǎng)大到一定程度時(shí)，原先對(duì)位錯(cuò)的阻礙作用將會(huì)消失，甚至?xí)a(chǎn)生副作用，變成了硬脆α相而降低β鈦合金的塑性。因此，兩種β鈦合金在經(jīng)過(guò)30%、40%冷軋，時(shí)效9 h時(shí)硬度、強(qiáng)度等性能達(dá)到峰值后開(kāi)始降低。

兩種β鈦合金經(jīng)過(guò)50%的變形量冷軋后，Ti-3573和Ti-3873合金分別時(shí)效6 h和3 h時(shí)，硬度、強(qiáng)度均達(dá)到最高值(見(jiàn)圖1，表2)。β鈦合金冷軋后時(shí)效處理導(dǎo)致細(xì)小的次生α相的沉淀，可以獲得高強(qiáng)度。無(wú)論是次生α相尺寸的減小，還是次生α相體積分?jǐn)?shù)的增加，都會(huì)提高β鈦合金的強(qiáng)度[12]。由于軋制壓下量增加，晶粒進(jìn)一步碎化(見(jiàn)圖5)，晶體缺陷進(jìn)一步增多(見(jiàn)圖6)。在650 ℃時(shí)效，由于晶體缺陷相對(duì)增多，次生α相形核變得容易，并優(yōu)先在位錯(cuò)、β晶界或β相與其它已有相(如ω相)之間的界面等位置上形核[2,9,16-17]。因此變形量越大，晶體缺陷越多，越有利于α相的沉淀。因此，經(jīng)50%冷軋后，Ti-3573和Ti-3873合金分別時(shí)效6 h和3 h時(shí)性能達(dá)到最高值。Ti-3573和Ti-3873合金經(jīng)30%冷軋，時(shí)效9 h時(shí)，由于時(shí)效時(shí)間相對(duì)充足，次生α相有充分時(shí)間形核，因此其峰值力學(xué)性能優(yōu)于其在50%冷軋，分別時(shí)效6 h 和3 h時(shí)的性能。

3 結(jié)論

1) 隨著冷軋變形量的增加，新型β鈦合金的硬度、強(qiáng)度增加，這歸因于在變形過(guò)程中產(chǎn)生的位錯(cuò)、孿晶等晶體缺陷以及可能發(fā)生的應(yīng)力誘發(fā)α″馬氏體轉(zhuǎn)變。Ti-3873合金富含較多的β穩(wěn)定元素，因此其硬度高于Ti-3573合金。

2) 新型β鈦合金經(jīng)過(guò)30%和40%冷軋，當(dāng)650 ℃時(shí)效9 h時(shí)，硬度、強(qiáng)度均達(dá)到最大值，且Ti-3873合金性能高于Ti-3573合金。這是由于此時(shí)析出的次生α相數(shù)量最多、最彌散，強(qiáng)化效果最好。

3) Ti-3573和Ti-3873合金經(jīng)50%冷軋，在650 ℃分別時(shí)效6 h和3 h時(shí)，硬度、強(qiáng)度等性能指標(biāo)均達(dá)到最大值，且Ti-3873合金性能高于Ti-3573合金。這是由于變形量越大，晶體缺陷越多，在時(shí)效過(guò)程中次生α相在缺陷處優(yōu)先形核變得容易，更容易獲得此變形條件下的最佳力學(xué)性能。