Ti-10V-2Fe-3Al合金的結構穩定性、微觀組織及力學行為

齊立春, 張凱超, 肖文龍, 黃 旭, 趙新青

（1.中國航發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 材料科學與工程學院，北京 100191）

作為鈦合金的重要門類，亞穩β鈦合金由于其高強韌性、強耐蝕性、優異的生物相容性及形狀記憶（超彈性）等性能[1-2]，已經成為先進工業領域重要的結構材料和功能材料。亞穩β鈦合金優異力學性能和功能特性的物理基礎在于其豐富的固態相變特性，通過改變成分及冷、熱加工（含熱處理）可實現微觀組織和力學性能的調控。根據亞穩β鈦合金的結構穩定性，合金的變形行為可涉及塑性滑移、孿晶變形和應力（應變）誘發馬氏體相變等[3-4]。

近年來，關于結構穩定性和馬氏體相變的研究已經成為先進鈦合金和材料物理領域的熱點，例如具有生物醫用前景的Ti-Nb系合金[4-6]和工程應用背景的 β-CEZ（Ti-5A1-2Sn-2Cr-4Mo-4Zr-1Fe）[7-8]及Ti-10V-2Fe-3Al[9-10]等亞穩β鈦合金。此外，部分α + β型鈦合金中的馬氏體相變和力學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性能具有顯著影響，例如亞穩β鈦合金的力學行為和結構穩定性與熱-機械處理密切相關，可呈現雙屈服、非線性變形、超塑性和超彈性等力學行為[4，7-8，13-17]，盡管部分力學行為的相關機制尚存爭議。Grosdidier等認為β-CEZ合金拉伸過程中的非線性變形行為來源于應變誘發馬氏體轉變[7-8]，而部分學者將非線性行為歸因為無位錯滑移、納米纏繞和位錯環[4，16-17]。近年來的原位XRD和同步輻射實驗證實，應力/應變誘發馬氏體相變是亞穩β鈦合金非線性變形行為的本質原因[5，18-19]。Barriobero-Vila等進行亞穩 β 鈦合金的原位X-射線衍射實驗結果表明，除了淬火和應力可誘發β→α'馬氏體相變，加熱過程也可產生等溫α'馬氏體轉變[20-22]。大量研究結果表明，亞穩β鈦合金的變形機制不僅與馬氏體轉變相關，還涉及滑移、孿晶變形等[23-28]。

作為典型的高強韌亞穩β鈦合金，Ti-1023已應用于客機起落架主承力構件和直升機旋翼系統關鍵構件[3，29-34]。鑒于Ti-1023合金的亞穩結構屬性，其微觀組織、力學行為及其與冷熱加工（熱處理）的相關性一直受到研究者的關注。Ti-1023合金馬氏體相變研究可追溯到20世紀80年代，研究者指出合金樣品的內應力及外加應力對相變具有重要作用[35-36]。目前關于Ti-1023合金的馬氏體相變研究，主要關注單相區固溶并快冷以及應力作用下的馬氏體轉變。實際上，先進工業領域應用的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行為的影響，對Ti-1023合金的組織和性能優化及其在先進工業領域的應用均具有重要意義。

本工作以Ti-1023合金為研究對象，系統研究結構穩定性以及冷軋變形合金的微觀組織演變及力學行為，揭示冷變形及熱處理對合金微觀組織和力學行為的影響規律。

1 實驗材料和方法

以零級海綿鈦和V-Al-Fe中間合金為原材料，經三次真空自耗熔煉制備直徑為380 mm的Ti-1023合金鑄錠。鑄錠經多次鐓拔鍛造成直徑為200 mm的棒材，再經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的棒材經機械切削（直徑8 mm）后，采用橫列式軋機進行多道次冷軋變形，變形量分別為20%、28%、36%和42%。采用金相法測得合金的β相轉變溫度為793 ℃，棒材化學成分如表1所示。

表1 Ti-1023合金化學成分測試結果（質量分數/%）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驗包括：單相區水冷（833 ℃/120 min/WQ）、單相區爐冷（833 ℃/120 min/FC）和單相區爐冷 + 兩相區水冷（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）進行合金相組成的分析表征；采用DM4000型光學顯微鏡和NanoSEM450型場發射掃描電鏡觀察合金的微觀組織。采用Tecnai G2 F20和JSM-7001F場發射高分辨透射電子顯微鏡分析合金的微觀結構。室溫拉伸性能測試在5887電子萬能材料試驗機上進行。

2 實驗結果與討論

2.1 Ti-1023 合金的結構穩定性

圖1分別為Ti-1023合金經單相區水冷和單相區爐冷的光學顯微組織。從圖1（a）可見，當合金樣品在833 ℃單相區固溶并水冷后，顯微組織為過冷的等軸狀亞穩β相，無初生α相出現。而合金經833 ℃單相區固溶并爐冷后，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。

為了進一步確認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Ti-1023合金在833 ℃單相區固溶并經水冷后，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833 ℃單相區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所示的合金光學顯微組織形貌相一致。

圖1 單相區固溶后分別經水冷和爐冷處理后的Ti-1023合金光學顯微組織形貌 （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 單相區固溶后分別經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合金的結構穩定性和力學行為，對單相區固溶后水冷、爐冷以及爐冷后經兩相區水冷樣品進行了室溫拉伸測試，圖3為三種合金樣品在室溫拉伸狀態下的工程應力-應變曲線。

圖3 經不同熱處理的Ti-1023合金的室溫拉伸工程應力-應變曲線Fig. 3 Tensile engineering stress-strain curves of Ti-1023 alloy after different heat treatments

由圖3可知，當Ti-1023合金經單相區（833 ℃）固溶并水淬之后，其應力-應變曲線呈現“雙屈服”特性。顯然，相組成為單一亞穩β相的Ti-1023合金具有較低的結構穩定性，此時在較低的應力作用下即可發生馬氏體相變，此應力與應力-應變曲線的第一屈服強度（約305 MPa）相對應。由于后續的馬氏體相變需要更高的誘發應力，因此應力提高對應著應力誘發的馬氏體體積分數的增加。當誘發α'馬氏體相變的應力高于β相的屈服強度，那么導致β相發生永久塑性變形的應力即第二屈服強度（約685 MPa）。因此，第一屈服應力到第二屈服應力之間的變形過程對應于應力（應變）誘發馬氏體相變和馬氏體變體的自協作過程[5-7]。

與單相區固溶并水淬樣品相比，經單相區（833 ℃）固溶并爐冷至室溫的Ti-1023合金應力-應變曲線與普通金屬材料類似，不呈現“雙屈服”特征，并具有較高的屈服強度（800 MPa）和抗拉強度（876 MPa），如圖3所示。此結果表明，爐冷時大量α相的析出顯著提高合金中β相的結構穩定性，從而避免了應力或應變誘發馬氏體相變。

值得注意的是，將單相區（833 ℃）固溶并爐冷后的樣品經兩相區（753 ℃）固溶再水冷至室溫，合金的應力-應變曲線依然出現“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構穩定性并在應力作用下發生馬氏體相變，從而使得應力-應變曲線呈現“雙屈服”行為。相比之下，兩相區（753 ℃）固溶水冷樣品的第一屈服強度（約480 MPa）、第二屈服強度（約750 MPa）以及抗拉強度均高于單相區（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（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]，因此該結果可由合金中α相的體積分數不同來解釋，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β鈦合金，Ti-1023中的β相穩定元素含量大于臨界濃度（Ck），因此從β單相區以上溫度快速冷卻可使β相保留至室溫，而不發生β→α'馬氏體相變。由于β相在室溫處于亞穩狀態，應力和應變可誘發其馬氏體轉變，從而導致合金應力-應變曲線出現“雙屈服”現象。與單相區固溶水冷樣品相比，兩相區固溶水冷樣品的第一屈服強度高出50%以上，這主要歸因于不同熱處理制度導致β相具有不同的結構穩定性。Ti-1023合金β相的結構穩定性來自β穩定元素V和Fe含量，由于α相的析出導致這些β穩定元素在殘余β相內富集（元素配分），從而進一步提高殘余β相的結構穩定性[37-39]。誘發穩定性較高的β相發生馬氏體相變需要較高的應力，從而呈現較高的第一屈服強度。兩相區固溶水冷樣品β相的結構穩定性高于單相區固溶水冷樣品，因此具有較高的誘發馬氏體相變應力，即第一屈服強度。

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β鈦合金微觀組織演化及其力學行為的影響，對單相區833 ℃固溶水冷后的合金進行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合金經冷軋變形后，β晶粒內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833 ℃固溶水冷后Ti-1023合金經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%

為了進一步分析并確認Ti-1023合金冷軋變形后的微觀組織特征，對833 ℃固溶水冷并經不同變形量冷軋后的合金進行XRD表征，結果如圖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）衍射峰逐漸變弱，這顯然與應力/應變誘發α'馬氏體相變有關，較大的冷軋變形量導致更多的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生的內應力有關。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化，事實上，劇烈冷軋變形和應力/應變誘發α'馬氏體相變均可導致β相晶粒的細化。結合圖4和圖5所示的SEM形貌和XRD衍射結果，可以認為應力/應變誘發大量α'馬氏體的形成對β相晶粒的細化起主要作用。

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，均出現了高強度的α相衍射峰。隨著550 ℃時效時間的增加，β相（110）衍射峰強度變弱，例如當時效時間為60 min時，β相（110）衍射峰已顯著變弱。這表明，經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833 ℃固溶水冷后Ti-1023合金經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力-應變曲線。由此可以看出，合金經28%冷軋后不但具有較高的強度，同時兼具較高的伸長率，同時合金在拉伸變形過程中呈現出非線性變形特征，顯然這與拉伸過程中的應力誘發馬氏體相變有關[5，18-19]。當Ti-1023合金經28%冷軋變形后在550 ℃短時（5 min和10 min）時效時，合金表現出較高的強度和較低的伸長率（不超過5%）。當時效時間延長到30 min和60 min時，合金的抗拉強度有所下降，但是伸長率顯著提高。此時合金依然保持較高的屈服強度（＞ 1100 MPa），并具有良好的強度與塑性匹配。由此表明，Ti-1023合金經過28%冷軋變形并在550 ℃時效30 min，可獲得1150 MPa屈服強度和接近10%的伸長率，從而呈現出高韌性。

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

為進一步研究冷軋態Ti-1023合金經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行TEM觀察分析。圖8給出冷軋態Ti-1023合金在550 ℃不同時間時效后的TEM明場像及衍射斑點。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'馬氏體相轉變為α相，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相的體積分數進一步降低，如圖 8（e）和圖 8（f）所示。

從上面的實驗結果可知，冷軋態的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致的大量缺陷可作為α相的形核位置[40]。Ti-1023合金經冷軋變形，可引入大量的位錯、晶界和相界等微觀缺陷以及局域應力區，這些缺陷和應力區域可成為α相形核的有利位置，從而促進時效時α相的析出。

3 結論

（1）Ti-1023合金無論是在β單相區（833 ℃）還是α + β兩相區（753 ℃）固溶水冷處理，在應力或應變作用下均可發生α'馬氏體相變，從而使合金的應力-應變曲線呈現“雙屈服”特征。與單相區固溶水冷樣品相比，兩相區固溶水冷樣品的β相具有較高的結構穩定性。

（2）劇烈冷軋變形和應力/應變誘發α'馬氏體相變可導致β相晶粒細化，同時也促使馬氏體進一步細化。

（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，冷軋態合金經550 ℃短時時效即可析出大量的細小α相，從而使合金具有良好的強度與塑性匹配。