冷變形及時效對新型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

(沈陽航空航天大學 材料科學與工程學院， 遼寧 沈陽 110136)

近幾十年來，鈦合金因其具有比強度高、良好的耐腐蝕性、優良的生物相容性，已經在航空航天、海洋、生物材料、化學工業等領域廣泛應用[1-2]。航天領域對其力學性能的要求是具備高抗拉強度、低密度、高疲勞強度和良好的成形性[3]。β-Ti合金是鈦合金的一個重要類別。β-Ti合金具有豐富的微觀結構特征、高比強度和延展性的獨特結合、優異的淬透性、良好的疲勞性能和耐腐蝕性能，特別是低模量，這些優異的性能使其成為用于航空航天的候選材料[4-5]。高強度的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機身部件等[6]。亞穩態β鈦合金具有潛在的吸引力[7]，其具有良好的韌性、強度和抗疲勞性能，且優于α和α+β鈦合金[8]。

β鈦合金的力學性能和熱穩定性可以通過沉淀細小、均勻、彌散的α相來提高[9]。70%變形量冷軋β型Ti-2524合金在400 ℃時效時，組織中出現高密度位錯且晶界上存在大量的α相沉淀[2]。Ti-6Mo-6V-5Cr-3Sn-2.5Zr的β鈦合金表現出1500 MPa以上的高抗拉強度[4]。將β-Ti合金進行冷軋塑性變形，然后在不同溫度下等溫處理，冷變形量對其力學性能以及晶粒結晶取向會產生影響[2]。β-Ti合金在變形過程中，存在一些如位錯、滑移、機械孿晶和應力誘發馬氏體(SIM)形成等機制，從而提高其力學性能[10]。對β鈦合金冷軋+低溫/短時間時效處理，可使其具有相對較高的屈服應力(730 MPa)和較低的彈性模量(47 GPa)，其微觀結構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]。通過時效處理可使細小的二次α相沉淀析出，產生強化作用，從而使β鈦合金獲得高抗拉強度[6,12]。

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

1 試驗材料與方法

本研究所用β鈦合金為Ti-3873和Ti-3573合金，其實測化學成分如表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%)，然后再分別線切割成30個尺寸為48 mm×10 mm×2 mm的試樣，用于拉伸試驗和硬度測量，沿軋制方向取樣。兩種新型鈦合金材料通過計算測得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行時效處理。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。試樣經研磨、拋光后采用HF∶HNO3∶H2O=1∶3∶5(體積比)試劑進行腐蝕，用OLYMPUS光學顯微鏡觀察其顯微組織；取兩種鈦合金冷軋時效后強度最高的試樣，在KYKY-2800B型掃描電鏡下進行SEM組織觀察，并用EM400T型透射電鏡觀察其位錯形貌。

使用HVS-50維氏硬度計(載荷98 N)測量維氏硬度；按GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》在5105-SANS微機控制電子萬能試驗機上進行拉伸試驗。

表1 試驗鈦合金的實測化學成分(質量分數，%)

2 試驗結果與討論

2.1 冷軋時效后的力學性能

Ti-3573和Ti-3873合金經不同變形量冷軋和不同時間時效后的硬度平均值見圖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50%冷軋后，Ti-3573和Ti-3873合金的硬度分別達到了335、350 HV10。

圖1 試驗鈦合金經冷軋+650 ℃時效后的硬度Fig.1 Hardness of the tested titanium alloys after cold rolling and aging at 650 ℃

兩種合金經30%冷軋+不同時間時效后，在時效9 h時，硬度均達到最大值。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40%冷軋+不同時間時效后，兩種合金硬度同樣在時效9 h時均達到峰值，Ti-3573合金的硬度峰值達到321 HV10，Ti-3873合金的硬度峰值達到446 HV10，為所有試驗試樣的最高值。經50%冷軋+不同時間時效后，Ti-3573合金硬度在時效6 h時達到最大值(389 HV10)，Ti-3873合金在時效3 h時達到最大值(416 HV10)。

對所有試樣(每組3個)進行了拉伸試驗，其性能變化與圖1的硬度曲線變化除了個別點存在差異以外，基本吻合，在時效不同時間后，達到峰值的時間點都是一致的，變化趨勢也是一致的。兩種合金經過不同變形量冷軋+650 ℃時效不同時間后，硬度達到最大值的對應試樣在拉伸時的應力-應變曲線如圖2所示，力學性能指標見表2。

圖2中曲線均沒有出現屈服平臺，而且大部分曲線都延伸得較長，表明其具有較高的伸長率。表2中Ti-3573和Ti-3873合金經30%冷軋+時效9 h時，抗拉強度、屈服強度和伸長率分別達到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%冷軋分別時效6 h和3 h時抗拉強度、屈服強度和伸長率則分別達到849.72 MPa、820.34 MPa、9.39%和920.84 MPa、825.83 MPa、15.04%。可見兩種合金經30%冷軋+時效9 h時所達到的力學性能均優于經50%冷軋分別時效6 h和3 h的性能。

圖2 試驗鈦合金經冷軋+650 ℃時效后的應力-應變曲線Fig.2 Stress-strain curves of the tested titanium alloys after cold rolling and aging at 650 ℃

表2 試驗鈦合金經冷軋+650 ℃時效后的拉伸性能

2.2 冷軋時效后的組織

Ti-3573和Ti-3873合金30%冷軋+時效9 h的組織如圖3所示。從圖3(a，b)可知，Ti-3573、Ti-3873合金經30%冷軋+時效9 h后的組織為稍顯拉長的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現由于冷軋造成的大量孿晶。經過9 h時效后，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 合金的更細小，Ti-3873合金中孿晶清晰。

圖3 試驗鈦合金經30%冷軋+650 ℃時效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40%冷軋，650 ℃時效9 h時的組織如圖4所示。圖4(a，b)中，Ti-3573、Ti-3873合金經過40%冷軋+時效9 h后的組織β晶粒拉長明顯，組織中仍可發現由于冷軋所形成的孿晶，尤以Ti-3573合金更為明顯。經過9 h時效后，Ti-3873合金β晶粒基體上析出的次生α相也較Ti-3573合金的細小。圖4(c，d)為Ti-3573和Ti-3873合金經40%冷軋+時效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很多拉長的β晶粒，而變形所引起的孿晶也十分明顯。冷變形后由于經過了較長時間時效，大量次生α相已經在β基體上明顯析出。

圖4 試驗鈦合金經40%冷軋+650 ℃時效9 h時的顯微組織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50%冷軋，分別時效 6 h 和3 h時的組織如圖5所示。圖5(a，b)中，兩種鈦合金50%冷軋時效后組織中仍可發現孿晶，Ti-3873合金β基體上析出的次生α相較Ti-3573合金的細小得多。由圖5(c，d)可見，由于50%的冷軋變形量較大，除了在掃描電鏡下能夠發現冷變形引起的孿晶以外，β晶粒因變形而被拉長得更為明顯。其中Ti-3873 合金時效3 h，同Ti-3573合金時效6 h相比，時效時間相對較短，Ti-3873合金中從β基體上析出的次生α相較Ti-3573合金的要細小很多。

圖5 試驗鈦合金經50%冷軋+650 ℃時效的顯微組織(a,b)OM；(c,d)SEM；(a,c)Ti-3573，時效6 h；(b,d)Ti-3873，時效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Ti-3573和Ti-3873合金經50%冷軋，分別時效6 h和3 h時的透射電鏡照片。在同樣的變形條件下經過透射電鏡觀察，Ti-3573合金的β晶粒內發現有位錯產生；Ti-3873合金中同樣可以觀察到被拉長的β晶粒內的位錯，且β晶粒的亞晶粒邊界由許多位錯壁組成。

圖6 試驗鈦合金經50%冷軋+650 ℃時效的TEM照片(a)Ti-3573，時效6 h；(b)Ti-3873，時效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鈦合金首先經過30%、40%和50%不同變形量的冷軋，隨著軋制壓下量的增加，β晶粒開始拉長，在β晶界以及晶粒內形成細小的亞晶粒不斷增多，冷軋壓下量的增加導致了晶粒細化。同時，隨著軋制壓下量的增加，合金的晶體缺陷，如空位和位錯密度增多，位錯纏結增加，導致亞晶界的形成。變形量增大了晶內儲存的畸變能。冷變形造成應力誘發的α″馬氏體產生[8]。在本研究的30%變形量的冷軋試驗過程中，由于位錯密度的增加和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，冷軋試樣的晶體學取向主要為α纖維織構，冷變形引起的織構演變對新相與基體之間的取向產生影響，冷變形導致出現馬氏體α″相，特別是應力誘導的馬氏體(SIM)α″相[4]。高密度的位錯作為異類的形核位置，會促進ω相在短時間時效時的形核，隨著這些異類的ω相形核位置均勻分布在β基體內，產生的納米尺寸的沉淀也均勻分布在整個β基體內，因此可能有助于亞穩β合金的強度增加[11]。隨著時效時間的延長，這些ω相的形成在后續時效過程中又得到了抑制[14]。

兩種β鈦合金中含有Al、Mo、V、Cr合金元素。其中Al是α相穩定元素，Mo、V、Cr是β相穩定性元素。這些合金元素具有固溶強化作用，Cr是最強的增強元素，其次是Al、Mo、V[10]。在冷軋變形過程中，β鈦合金通過不同的機制發生變形，例如位錯滑移、孿晶和應力誘發馬氏體(SIM)形成或這些機制綜合作用[15]。應力誘發馬氏體(SIM)形成可以導致強度和塑性綜合性能的提高。SIM轉變在很大程度上取決于與合金化學成分相關的β相的穩定性[15]。β相的穩定性可以用鉬當量(Moeq)來衡量。對于高于8wt%的Moeq，β相將處于亞穩態并且在施加應力下可能轉變為α″相[15]。根據文獻[15]，Mo當量為：

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元素的質量分數。

根據公式(1)計算，本研究中Ti-3573和Ti-3873合金的鉬當量分別為17.13wt%和20.46wt%，遠高于8wt%，因此，其在軋制變形過程中β相將會轉變為α″相。文獻[13]指出，在相對較高的Mo當量(即較高的β穩定性)合金中，α″相是占優勢的。具有較高β相穩定性的β鈦合金通過α″馬氏體形成和滑移，減少孿晶活動，為變形提供空間[8]。機械孿晶(Twinning效應)和SIM轉變(TRIP效應)的結合可以提高β鈦合金的應變硬化能力，進而提高其均勻伸長率[10]。因此，冷軋變形量越大，新型β鈦合金強度、硬度等性能越高(見圖1)。

應力-應變曲線(見圖2)沒有顯示出應力平臺區或坡度的變化，表明試樣在拉伸過程中，變形誘發的產物α″馬氏體、β孿晶在超過屈服點后有可能形成[8]。在外應力作用下應力誘發α″馬氏體很可能形成，這與本研究新型β鈦合金中富含β穩定元素有關[4]。在拉伸變形過程中可能同時發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間的時效處理。時效使α″馬氏體不穩定化，并促使其向α相轉變[9]。在冷軋后的時效過程中，次生α相在β基體上不斷析出(見圖3～圖6)。一般情況下，應變時效往往會伴隨著SIM轉變，而本研究中并未發現明顯的應力誘發馬氏體，反之，電鏡下觀測到了大量的析出相。因此，可以認為性能的變化應該主要歸因于固溶時效，而應變時效對性能的貢獻則占次要地位。β鈦合金經過冷軋變形產生了大量的晶體缺陷(見圖6)，Ti合金中的這些次生α相總是在β基體上的位錯、晶界等缺陷處優先形核，這些位錯纏結和晶界阻礙位錯的運動，為α相沉淀提供了有利條件[2]。隨著兩種合金時效時間的增加，次生α相數量不斷增多。對于30%、40%變形量冷軋的試驗β鈦合金在時效9 h時，硬度、強度均達到最高值(見圖1、圖2)，而Ti-3873合金的性能優于Ti-3573合金。這是因為在亞穩β型鈦合金中，隨著α相的不斷析出，剩余的β基體穩定性逐漸升高，其析出α相的能力也在逐漸減弱。組織中析出的α相數量及形態發生變化，在時效9 h時，析出的α相數量多(見圖3、圖4)，性能達到最高。Ti-3873合金與Ti-3573合金相比，由于β相穩定元素含量的不同，Mo當量存在差異，導致合金中β相的穩定程度不同，在時效過程中析出的α相形態、尺寸、含量均不同，這些因素最終導致兩種合金時效后力學性能的差異。經9 h 時效后，Ti-3873合金較Ti-3573合金組織中α相更細小，在β基體中分布更彌散，其強化效果更好。隨時效時間的延長，合金中析出的α相含量達到一定量時便不再析出，但在650 ℃時效溫度下，擴散速率依舊很高，此時α相開始長大，當α相長大到一定程度時，原先對位錯的阻礙作用將會消失，甚至會產生副作用，變成了硬脆α相而降低β鈦合金的塑性。因此，兩種β鈦合金在經過30%、40%冷軋，時效9 h時硬度、強度等性能達到峰值后開始降低。

兩種β鈦合金經過50%的變形量冷軋后，Ti-3573和Ti-3873合金分別時效6 h和3 h時，硬度、強度均達到最高值(見圖1，表2)。β鈦合金冷軋后時效處理導致細小的次生α相的沉淀，可以獲得高強度。無論是次生α相尺寸的減小，還是次生α相體積分數的增加，都會提高β鈦合金的強度[12]。由于軋制壓下量增加，晶粒進一步碎化(見圖5)，晶體缺陷進一步增多(見圖6)。在650 ℃時效，由于晶體缺陷相對增多，次生α相形核變得容易，并優先在位錯、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50%冷軋后，Ti-3573和Ti-3873合金分別時效6 h和3 h時性能達到最高值。Ti-3573和Ti-3873合金經30%冷軋，時效9 h時，由于時效時間相對充足，次生α相有充分時間形核，因此其峰值力學性能優于其在50%冷軋，分別時效6 h 和3 h時的性能。

3 結論

1) 隨著冷軋變形量的增加，新型β鈦合金的硬度、強度增加，這歸因于在變形過程中產生的位錯、孿晶等晶體缺陷以及可能發生的應力誘發α″馬氏體轉變。Ti-3873合金富含較多的β穩定元素，因此其硬度高于Ti-3573合金。

2) 新型β鈦合金經過30%和40%冷軋，當650 ℃時效9 h時，硬度、強度均達到最大值，且Ti-3873合金性能高于Ti-3573合金。這是由于此時析出的次生α相數量最多、最彌散，強化效果最好。

3) Ti-3573和Ti-3873合金經50%冷軋，在650 ℃分別時效6 h和3 h時，硬度、強度等性能指標均達到最大值，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，在時效過程中次生α相在缺陷處優先形核變得容易，更容易獲得此變形條件下的最佳力學性能。