高強(qiáng)β鈦合金有優(yōu)異的深淬透性、冷熱成型性好、固溶時(shí)效處理強(qiáng)度高和抗腐蝕性能好等特點(diǎn)，廣泛應(yīng)用在航空航天和汽車等領(lǐng)域[1,2,3,4,5,6,7] 對(duì)于亞穩(wěn)β鈦合金，熱處理工藝參數(shù)影響析出α相的形貌、尺寸、分布以及體積分?jǐn)?shù)等，進(jìn)而影響其拉伸性能[8,9,10] 熱處理工藝參數(shù)中的固溶溫度尤其重要，適當(dāng)?shù)墓倘軠囟仁购辖鹪鼐鶆蛉芙馇也灰鹁ЯｉL大，過高的固溶溫度引起晶粒劇烈長大，使合金的塑性降低[11,12]；在適當(dāng)?shù)臏囟裙倘芴幚砜赏ㄟ^協(xié)調(diào)α相和β相之間的比例消除或者降低合金在熱加工過程中產(chǎn)生的不均勻性 重要的是，合金后續(xù)的時(shí)效響應(yīng)也與固溶溫度有密切的關(guān)系[13,14]

在熱處理過程中產(chǎn)生的相轉(zhuǎn)變和顯微組織的發(fā)展，在很大程度上決定了合金的性能平衡性 因此，適當(dāng)?shù)臒崽幚砉に囀呛辖鹉芊袷褂玫年P(guān)鍵之一 目前，許多的學(xué)者研究了亞穩(wěn)β鈦合金在固溶時(shí)效處理過程中析出相的演變和拉伸性能 陳強(qiáng)等[15]研究了固溶溫度對(duì)Ti-3Al-8V-4Mo-4Cr-4Zr-2Nb-2Fe合金組織和拉伸性能的影響，發(fā)現(xiàn)固溶處理后合金具有中等水平強(qiáng)度和良好塑性，且在730~830℃間固溶溫度越高合金的強(qiáng)度越低而塑性越好；經(jīng)過固溶+460℃/6 h/AC處理的合金其強(qiáng)度達(dá)到1200~1500 MPa，且具有優(yōu)良的塑性(斷裂伸長率6%~10.5%) 但是，α/β固溶時(shí)效處理后析出的α相細(xì)小且均勻分布使合金的強(qiáng)度明顯比β固溶處理的高，差值達(dá)300 MPa Senopati等[16]將Ti-6Mo-6Nb-8Sn合金在900~1100℃(溫度間隔100℃)固溶處理45~75 min(時(shí)間間隔15 min)后水淬，研究其對(duì)力學(xué)性能和顯微組織的影響，發(fā)現(xiàn)固溶處理后的合金具有完全的等軸組織，且在所有的固溶條件下都觀察到β相，具有較好的強(qiáng)度，彈性模量低于Ti-6Al-4V合金 Ti-4Mo-6Cr-3Al-2Sn(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)合金為一種自主設(shè)計(jì)的新型亞穩(wěn)β鈦合金，Mo當(dāng)量為10.6，與當(dāng)前的商用高強(qiáng)β鈦合金(TB6、TB8等)的Mo當(dāng)量相近 為了確定該新型合金最佳的熱處理工藝，本文研究固溶溫度對(duì)固溶態(tài)合金和時(shí)效態(tài)合金的顯微組織和室溫拉伸性能的影響

1 實(shí)驗(yàn)方法

將原材零級(jí)海綿鈦、高純鉬、高純鉻、高純鋁、鋁箔和純錫進(jìn)行兩次真空自耗熔煉，得到直徑為120 mm的鑄錠 將鑄錠在β相區(qū)開坯鍛造，熱軋后得到厚度為5 mm的板材 用金相法測(cè)得該合金的相變溫度為810±5℃ 圖1給出了該合金熱軋態(tài)的顯微組織，可見其組織主要由β晶粒組成，因軋制溫度高于相變點(diǎn)沒有觀察到α相

圖1



圖1熱軋態(tài)合金的顯微組織

Fig.1Microstructure of hot rolled alloy

將在板材上切取的試樣分別在700、750、800、850和900℃進(jìn)行固溶處理，處理0.5 h后水淬(WC)，然后進(jìn)行500℃/4 h的時(shí)效處理后空冷(AC)

使用改進(jìn)型Kroll's試劑(HF:HNO3:H2O=1:2:10(%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)))對(duì)拋光后的固溶態(tài)試樣進(jìn)行表面腐蝕，并使用S-3400N型掃描電子顯微鏡觀察固溶態(tài)試樣的顯微組織 在時(shí)效態(tài)合金上切取直徑為3 mm、厚度為0.5 mm的薄片，將其打磨至40 μm厚，用TenuPol-5型電解雙噴減薄儀對(duì)薄片進(jìn)行電解減薄(電解液是6%高氯酸+35%正丁醇+59%甲醇(%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))混合溶液)，透光率為80%，電壓為19 V，溫度為-21℃ 用JEM-2100型透射電子顯微鏡觀察時(shí)效態(tài)合金的析出相 用WDW-200E型電子萬能試驗(yàn)機(jī)分別對(duì)固溶態(tài)和時(shí)效態(tài)合金進(jìn)行室溫拉伸性能測(cè)試

2 結(jié)果和討論2.1 固溶溫度對(duì)固溶態(tài)合金組織演變的影響

圖2給出了合金在不同固溶溫度下的顯微組織 可以看出，隨著固溶溫度的初生α相逐漸消失，說明初生α相對(duì)固溶溫度比較敏感 固溶溫度為700℃時(shí)大量的初生α相存在于原始β晶粒中且在晶界形成了連續(xù)初生α相區(qū)域，對(duì)晶界的釘扎阻礙了晶粒的長大，晶粒尺寸約為30 μm(圖2a)；固溶溫度為750℃或800℃時(shí)晶內(nèi)還有較多的初生α相，晶界處的初生α相幾乎完全消失，為晶粒的長大提供了條件(圖2b, c)；當(dāng)固溶溫度提高到850℃（高于相變點(diǎn)）時(shí)，由于再結(jié)晶機(jī)制初生α相完全消失，生成了等軸β相，且晶粒明顯長大，其尺寸約為120 μm(圖2d)；固溶溫度繼續(xù)提高到900℃則β晶粒繼續(xù)長大，其尺寸約為200 μm(圖2e)

圖2



圖2在不同溫度固溶后合金的SEM組織

Fig.2SEM microstructure of alloys after solid solution at different temperatures (a) 700℃/0.5 h/WC; (b) 750℃/0.5 h/WC; (c) 800℃/0.5 h/WC; (d) 850℃/0.5 h/WC; (e) 900℃/0.5 h/WC

2.2 固溶溫度對(duì)固溶態(tài)合金拉伸性能的影響

圖3給出了Ti-4Mo-6Cr-3Al-2Sn合金在不同固溶溫度下的室溫拉伸性能 可以看出，隨著固溶溫度的提高合金的抗拉強(qiáng)度(Rm)和屈服強(qiáng)度(Rp0.2)隨之升高；合金的斷裂伸長率(A)則先增大固溶溫度為800℃時(shí)降低，固溶溫度高于相變點(diǎn)后繼續(xù)增大 固溶溫度為700℃時(shí)晶界處出現(xiàn)大量的連續(xù)初生α相，對(duì)晶界的釘扎阻礙了晶界的遷移，從而降低了合金的塑性(圖2a) 當(dāng)固溶溫度提高到750℃時(shí)初生α相的體積分?jǐn)?shù)發(fā)生變化，合金的塑性反而提高(圖2b) 文獻(xiàn)[17]和[18]分別研究了Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al合金和TG6合金在不同溫度固溶后初生α相對(duì)合金拉伸性能的影響，證實(shí)初生α相的體積分?jǐn)?shù)在某一范圍內(nèi)變化時(shí)可提高β鈦合金的塑性 因此可推測(cè)，固溶溫度為750℃時(shí)產(chǎn)生的特定體積分?jǐn)?shù)的初生α相促進(jìn)了該合金塑性的提高[17,18] 但是，固溶溫度進(jìn)一步提高到800℃時(shí)初生α相的數(shù)量大幅度減小(圖2c)，對(duì)塑性的影響明顯降低 同時(shí)，在拉伸變形過程中連續(xù)晶界α相的存在使應(yīng)力集中發(fā)生在晶界α相與β相的界面處，使裂紋易于此處萌生和擴(kuò)展，導(dǎo)致合金的塑性惡化[19] 因此，在800℃固溶處理的合金塑性較差 當(dāng)固溶溫度高于相變點(diǎn)時(shí)組織中α相大幅度減少，在拉伸變形過程中bcc結(jié)構(gòu)的β相主導(dǎo)變形機(jī)制，使合金具有更好的塑性[20,21] 合金強(qiáng)度的變化可歸結(jié)為以下原因：(1)隨著固溶溫度的提高β穩(wěn)定元素逐漸溶入基體產(chǎn)生一定程度的晶格畸變，從而增大了位錯(cuò)滑移的阻力，使合金的強(qiáng)度提高[22] (2)固溶溫度較高時(shí)晶界α相產(chǎn)生不連續(xù)區(qū)域，已被文獻(xiàn)[23]所證實(shí) 對(duì)于一種亞穩(wěn)β鈦合金Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr，將其在較高的溫度熱處理可使連續(xù)晶界α相發(fā)生“斷裂”，形成不連續(xù)區(qū)域 裂紋穿過這些區(qū)域時(shí)需要更大的能量，固溶溫度越高晶界α相不連續(xù)區(qū)域越多，合金的強(qiáng)度越高[23] 合金在900℃固溶處理后具有較好強(qiáng)度和塑性匹配，拉伸性能最優(yōu)：Rm=962.5 MPa，Rp0.2=898.7 MPa，A=12.7%

圖3



圖3在不同溫度固溶后合金的拉伸性能

Fig.3Tensile properties of the alloy after solid solution at different temperatures

2.3 固溶溫度對(duì)時(shí)效態(tài)合金組織演變的影響

圖4給出了合金經(jīng)不同溫度固溶后500℃/4 h時(shí)效的TEM照片 可以看出，時(shí)效處理后合金晶粒內(nèi)均有細(xì)小且彌散的次生α相析出 固溶溫度為750℃時(shí)，初生α相的存在使殘余β相中的β穩(wěn)定元素增多，β相的穩(wěn)定性提高，使在時(shí)效過程中析出的次生α相的相變驅(qū)動(dòng)力變小，因此析出的次生α相比較細(xì)小，尺寸約為110 nm 這時(shí)的固溶溫度低于再結(jié)晶溫度，組織中存在的大量位錯(cuò)等缺陷為次生α相供了更多的位置形核，因此析出的次生α相也更加均勻[24](圖4b)；隨著固溶溫度提高到相變點(diǎn)以上初生α相幾乎完全消失，β穩(wěn)定元素逐漸融入基體中，含量減少，導(dǎo)致β相的穩(wěn)定性降低，使次生α相的相變驅(qū)動(dòng)力變大，生成的次生α相有明顯長大[25]，尺寸約為550 nm(圖4d、e)

圖4



圖4不同固溶溫度時(shí)效態(tài)Ti-4Mo-6Cr-3Al-2Sn合金的TEM像

Fig.4TEM images of Ti-4Mo-6Cr-3Al-2Sn alloy in aging state at different solid solution temperatures (aging: 500℃/4 h/AC) (a) 700℃/0.5 h/WC; (b) 750℃/0.5 h/WC; (c) 800℃/0.5 h/WC; (d) 850℃/0.5 h/WC; (e) 900℃/0.5 h/WC

2.4 固溶溫度對(duì)時(shí)效態(tài)合金拉伸性能的影響

圖5給出了Ti-4Mo-6Cr-3Al-2Sn合金經(jīng)不同固溶溫度500℃/4 h時(shí)效的室溫拉伸性能 可以看出，在相變點(diǎn)以下固溶處理后時(shí)效態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度明顯高于在相變點(diǎn)以上固溶時(shí)效處理的合金，固溶溫度為750℃的時(shí)效態(tài)合金具有較高的抗拉強(qiáng)度，達(dá)到1285 MPa 產(chǎn)生這種差異的原因是，β鈦合金的強(qiáng)度和塑性在很大的程度上取決于析出相的尺寸、形貌和分布 初生α相和次生α相對(duì)合金屈服強(qiáng)度的影響可用規(guī)則[26]

σy=KPlP+KSlS

表示，其中σy為合金的屈服強(qiáng)度，lP為初生α相片層間距，lS為次生α相片層間距，KP和KS為“泰勒因子”的常數(shù) 固溶溫度為750℃時(shí)在初生α相間析出了細(xì)小的次生α相，這些次生α相片層間平行或者夾角呈60° 不同大小和取向的次生α相相互交錯(cuò)，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙在很大程度上提高了合金的抗拉強(qiáng)度[27] 同時(shí)，次生α相片層間距很小，尺寸約為41.7 nm 上述公式表明，次生α相片層間距和初生α相片層間距越小合金的屈服強(qiáng)度越高(圖4b)；當(dāng)固溶溫度提高到相變點(diǎn)以上時(shí)初生α相幾乎完全消失(圖2d、e)，合金的屈服強(qiáng)度在很大程度上決定于次生α相的片層間距 固溶溫度為850℃時(shí)次生α相片層間間距明顯變大，尺寸約為146.1 nm，合金具有較低的屈服強(qiáng)度(圖4d)；當(dāng)固溶溫度提高到900℃時(shí)次生α相繼續(xù)長大，片層間距變小，尺寸約為41.3 nm，合金的屈服強(qiáng)度有所提高(圖4e)

圖5



圖5不同固溶溫度下時(shí)效態(tài)合金的拉伸性能

Fig.5Tensile properties of aged alloys at different solution temperatures (aging: 500℃/4 h/AC)

圖6給出了合金經(jīng)700℃和900℃固溶處理后500℃/4 h時(shí)效的晶界處的TEM照片 可以看出，兩種固溶溫度均在晶界處析出了連續(xù)的α相 其原因是，原始β晶界處屬于高能區(qū)，α相優(yōu)先在此處形核長大生成了連續(xù)的晶界α相 相對(duì)于晶內(nèi)α相，晶界α相較脆，弱化了晶界，降低了合金的塑性，使固溶處理后的時(shí)效態(tài)合金均具有較低的斷裂伸長率(圖6a、b)[28,29]

圖6



圖6不同固溶溫度下時(shí)效態(tài)合金晶界處的TEM組織

Fig.6TEM structure at grain boundaries of aging alloys at different solution temperatures (aging: 500℃/4 h/AC) (a) 700℃/0.5 h/WC; (b) 900℃/0.5 h/WC

為了進(jìn)一步明確顯微組織對(duì)拉伸性能的影響，圖7給出了在不同固溶溫度下500℃/4 h時(shí)效合金的室溫拉伸斷口形貌 可以看出，在相變點(diǎn)以下固溶時(shí)效處理的合金其斷口由許多的小平面和不均勻的微孔隙組成 這些微孔隙是在初生α相和β基體間施加局部應(yīng)力形成的，進(jìn)而在拉伸試驗(yàn)中沿著初生α相表面發(fā)展為裂痕，表現(xiàn)為典型的脆性斷裂機(jī)制[30] 隨著固溶溫度提高到相變點(diǎn)以上微孔隙幾乎完全消失，出現(xiàn)了典型的河流花樣和解理臺(tái)階，呈現(xiàn)脆性斷裂機(jī)制 這可能與晶界處析出的次生α相的粗化有關(guān) 由此可見，在所有固溶溫度下時(shí)效態(tài)合金的室溫拉伸斷口均為脆性斷裂，與合金的低塑性相對(duì)應(yīng)

圖7



圖7在不同固溶溫度下時(shí)效態(tài)合金的室溫拉伸斷口

Fig.7Tensile fracture of aged alloys at room temperature at different solution temperatures (aging: 500℃/4 h/AC) (a) 700℃/0.5 h/WC; (b) 750℃/0.5 h/WC; (c) 800℃/0.5 h/WC; (d) 850℃/0.5 h/WC; (e) 900℃/0.5 h/WC

3 結(jié)論

(1) Ti-4Mo-6Cr-3Al-2Sn合金在相變點(diǎn)以下固溶處理后出現(xiàn)大量初生α相，隨著固溶溫度的提高初生α相逐漸消失；在相變點(diǎn)以上固溶處理時(shí)初生α相完全消失，生成等軸β相且其晶粒明顯長大

(2) Ti-4Mo-6Cr-3Al-2Sn合金經(jīng)不同固溶溫度500℃/4 h時(shí)效處理后均析出次生α相，隨著固溶溫度的提高初生α相逐漸消失，β穩(wěn)定元素逐漸溶入基體，含量減少，導(dǎo)致β相的穩(wěn)定性降低，使次生α相的相變驅(qū)動(dòng)力變大，析出的次生α相明顯長大 所有熱處理工藝均生成了連續(xù)的晶界α相，弱化了晶界，降低了合金的塑性

(3) Ti-4Mo-6Cr-3Al-2Sn合金在750℃/30 min+500℃/4 h時(shí)效后具有較好的強(qiáng)度和塑性匹配：Rm=1282 MPa，A=4.2% 合金在整個(gè)熱處理工藝過程中均以脆性斷裂為主，與合金較低的塑性相對(duì)應(yīng)

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研究了不同熱處理?xiàng)l件下Ti65鈦合金板材的顯微組織和織構(gòu)的變化規(guī)律,分析了板材織構(gòu)的類型和熱處理影響拉伸強(qiáng)度的機(jī)制 結(jié)果表明,熱處理對(duì)板材的顯微組織和織構(gòu)類型具有顯著的影響 通過熱處理可分別得到具有等軸組織、雙態(tài)組織或片層組織的板材 等軸組織板材的織構(gòu)為晶體c軸與板材RD方向呈現(xiàn)70°~90°夾角的B/T型織構(gòu),雙態(tài)組織和片層組織板材的主要織構(gòu)類型與等軸組織類似,且出現(xiàn)晶體學(xué)c軸與RD方向平行的織構(gòu) 雙態(tài)組織板材內(nèi)的位錯(cuò)和亞結(jié)構(gòu)使板材的室溫拉伸強(qiáng)度提高,但是對(duì)高溫拉伸變形的阻礙能力有限 板材中的織構(gòu)是影響合金力學(xué)性能各向異性的主要因素 經(jīng)980℃/1 h/AC+700℃/4 h/AC熱處理后的板材橫、縱向拉伸強(qiáng)度的差異最小,且都具有較高的室溫拉伸性能和最佳的650℃拉伸性能

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β單相區(qū)及(α+β)兩相區(qū)固溶后水冷,β相均轉(zhuǎn)化為α′′馬氏體和少量亞穩(wěn)β相 空冷組織中的β相轉(zhuǎn)變?yōu)楹猩倭看紊料嗟摩罗D(zhuǎn)變組織,隨著熱處理溫度的提高次生α相的含量逐漸增加,尺寸也逐漸增大 時(shí)效后組織中的亞穩(wěn)相發(fā)生分解,析出細(xì)小的次生α相 固溶后水冷試樣的拉伸曲線上出現(xiàn)“雙屈服”現(xiàn)象,且隨著固溶溫度的提高合金第一屈服點(diǎn)逐漸升高 水淬和空冷合金試樣在595℃/8 h時(shí)效后其室溫拉伸強(qiáng)度提高,延伸率及斷面收縮率降低,水淬試樣室溫拉伸性能的變化更大 固溶后空冷且在595℃時(shí)效處理的合金,其室溫拉伸性能可達(dá)到較好的強(qiáng)塑性匹配 ]]>

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Lightweighting of automobiles by use of novel low-cost, high strength-to-weight ratio structural materials can reduce the consumption of fossil fuels and in turn CO2 emission. Working towards this goal we achieved high strength in a low cost beta-titanium alloy, Ti-1Al-8V-5Fe (Ti185), by hierarchical nanostructure consisting of homogenous distribution of micron-scale and nanoscale alpha-phase precipitates within the beta-phase matrix. The sequence of phase transformation leading to this hierarchical nanostructure is explored using electron microscopy and atom probe tomography. Our results suggest that the high number density of nanoscale alpha-phase precipitates in the beta-phase matrix is due to omega assisted nucleation of alpha resulting in high tensile strength, greater than any current commercial titanium alloy. Thus hierarchical nanostructured Ti185 serves as an excellent candidate for replacing costlier titanium alloys and other structural alloys for cost-effective lightweighting applications.

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Deformation behavior and microstructure evolution during hot working of a coarse-grained Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr titanium alloy in beta phase ?eld

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