鈦合金應力誘導馬氏體相變影響因素及力學性能研究.pdf

1、鈦及鈦合金是繼鋼鐵、鋁合金之后又一種重要的結(jié)構金屬材料。鈦合金以其優(yōu)異性能，廣泛應用于航空航天、航海、石油化工、冶金、機械、能源、冶金及醫(yī)療衛(wèi)生等領域。鈦合金中相變和組織的多樣化決定了其力學性能能在寬廣范圍內(nèi)變化。如何通過組織最佳化獲得綜合性能良好的合金一直是研究工作者追求的目標。有研究表明應力誘導馬氏體相變在提高材料強度的同時，塑性也能保持在一個較高的水平，其綜合力學性能十分優(yōu)異，應用前景十分廣闊。
　　 本文以一種商業(yè)鈦合金

2、Ti-10V-2Fe-3Al為初始研究對象，通過對其進行一系列的熱處理和力學性能測試，運用X射線衍射、金相顯微鏡、掃描電子顯微鏡、透射電子顯微鏡、電子探針顯微分析等先進表征技術，結(jié)合熱力學理論計算軟件Thermo-calc，對合金中的應力誘導馬氏體相變等一系列相變進行了研究，并以此為理論基礎，對合金的成分進行了調(diào)制，并對其進行系統(tǒng)的表征和研究。得到以下主要結(jié)論:
　　 (1) Ti-10V-2Fe-3Al合金雙態(tài)組織樣品具有較高

3、的塑性，經(jīng)過(α+β)相區(qū)固溶處理后，針狀α的消失導致合金塑性下降。相較于單一β相區(qū)固溶處理樣品，經(jīng)過β+（α+β）相區(qū)固溶處理后的樣品塑性有所增加。球狀α相的含量對應力誘導馬氏體相變的臨界誘發(fā)應力有較大影響，對普通樣品的屈服強度影響不大，而在β+(α+β)相區(qū)固溶處理后析出的針狀α相對臨界誘發(fā)應力影響較小，對普通樣品屈服強度影響較大。變形后α相中一直有{10(1)1}<(1)012>孿晶，而β相則隨著穩(wěn)定性的增加，變形機制由應力誘導馬

4、氏體相變逐漸變?yōu)閧112}<111>孿晶。對于Ti-10V-2Fe-3Al合金來說，單級時效與雙級時效所得的顯微組織相似，都是由以ω相促進形核而生長的細小α相組成，時效時間雖然很短，但α相含量較高。它們的力學性能也相似。
　　 (2)在Ti-10V-2Fe-3 Al合金中，當α相的含量超過一定臨界值時（約為50％），應力誘導馬氏體相變都將趨于消失。應力誘導馬氏體相變行為主要受兩個因素的影響:β相尺寸和β相穩(wěn)定性。對于含球狀α相的

5、樣品，由于其β相區(qū)域尺寸變化很小，因此其馬氏體相變臨界誘發(fā)應力主要受β相穩(wěn)定性影響，隨著α相含量的上升應力值也上升。對于含針狀α相樣品，其相變臨界誘發(fā)應力同時受兩個因素的影響，使得應力值隨α相含量的上升變化不明顯。應力誘導馬氏體相變臨界誘發(fā)應力值的大小可用一個線性疊加公式來進行計算:σS(1)M(Moeq,d)=σs(i)(d)|Moeq(0)+Δσst(Moeq-Moeq(0))且應力誘導馬氏體相變臨界誘發(fā)應力值隨β相區(qū)域尺寸的增加而

6、增加。
　　 (3)從Ti-10V-2Fe-3 Al合金中得出的應力誘導馬氏體相變臨界誘發(fā)應力計算公式在一定條件下的Ti-10V-1Fe-3Al合金中仍然適用，但是對于Ti-10V-2Cr-3Al合金，計算應力值與實驗應力值有一定的差距。在Ti-10V-2Cr-3 Al合金中，由于Cr元素擴散速度較慢，在α相析出過程中容易在α/β相界面偏聚集，形成了馬氏體無析出帶，同時使得遠離α/β相界面的β相容易產(chǎn)生淬火馬氏體，對應力誘導馬氏

7、體相變產(chǎn)生了阻礙作用。當β相鉬當量低于9時，合金會析出大量淬火馬氏體;當鉬當量在9與16之間時，能產(chǎn)生應力誘導馬氏體相變;當鉬當量高于16時，應力誘導馬氏體相變消失。
　　 (4) Ti-10V-2Cr-3Al合金與Ti-10V-1Fe-3Al合金經(jīng)過β相區(qū)固溶處理后形成的淬火馬氏體為六方α'相，不同應變速率壓縮變形后(10-4s-1＜(ε)＜10-1s-1)，都發(fā)生了應力誘導馬氏體相變。Ti-10V-2Fe-3Al、Ti-10

8、V-2Cr-3Al與Ti-10V-1Fe-3Al三種合金經(jīng)過β相區(qū)固溶處理后，隨著應變速率的增加，樣品中應力誘導馬氏體相變逐漸弱化，溫度逐漸升高，三種合金的屈服應力（即臨界誘發(fā)應力）增加;斷裂應變上升，壓縮強度先升高后降低。
　　 (5)β+（α+β）相區(qū)固溶處理時，Ti-10V-2Cr-3Al合金中α相的析出速度比Ti-10V-1Fe-3Al合金慢;隨著α相含量的增加，兩合金的壓縮強度逐漸下降，斷裂應變保持穩(wěn)定。經(jīng)過單級時效后