宋振亞, 張臨財, 任衍彪, 劉 泳, 彭 孜，傅珠榮,董建光

(1.棗莊學院，山東 棗莊 277160)(2.紹興市天龍錫材有限公司，浙江 紹興 312030)

0 引 言

冷變形加上后續(xù)的時效處理是提高鈦合金強度最有效的方法之一[1-3]。經(jīng)過冷變形后材料內(nèi)會留下變形晶體缺陷(如孿晶、位錯等)，在后續(xù)的時效過程中會對析出行為(如析出動力學、析出相的形態(tài)、分布等)產(chǎn)生重要影響，進而影響材料的力學性能。Song等[4-5]研究發(fā)現(xiàn)，經(jīng)預應變處理的Ti-10Mo-8V-1Fe-3.5Al合金強度較未變形的合金有較大幅度的提高，同時提出通過二次時效工藝來提高合金的塑性。Morita 等[6]研究發(fā)現(xiàn)，冷軋加工可以加速Ti-20V-4Al-1Sn合金時效過程中α相的析出進程，其中軋制變形量為70%的合金在673～873 K僅6 s就開始析出α片，且時效后的強度有了明顯的提高。Furuhara等[7]研究發(fā)現(xiàn)，在經(jīng)過冷變形的固溶態(tài)Ti-15V-3Cr-3Sn-3A1合金中，時效時α片傾向于在位錯纏結帶和晶界等處析出，與此同時在這些晶體缺陷處形核長大的α片的變體，由于受到缺陷周圍應力場的影響，某種特定位相的變體會優(yōu)先形核生長。BT16鈦合金薄板材在經(jīng)過70%的冷變形后，抗拉強度可達到1 500 MPa 以上[8]。

與此同時，結構件用鈦合金的低周疲勞性能也受到了廣泛關注。黃利軍等[9]研究了Ti1023合金由應變控制的室溫低周疲勞行為，結果表明其疲勞壽命與應變幅符合Coffin-Mason關系，并且合金在低應變幅時，循環(huán)初期表現(xiàn)出輕微的循環(huán)硬化，而在高應變幅時則表現(xiàn)為循環(huán)軟化。陳威等[10]對二次時效后的Ti1023合金進行低周疲勞試驗，發(fā)現(xiàn)高應變幅時出現(xiàn)循環(huán)軟化，低應變幅時則表現(xiàn)為循環(huán)應力飽和，且二次時效后疲勞裂紋穩(wěn)定擴展區(qū)的疲勞條紋以穿晶方式擴展,并伴隨著撕裂棱和二次裂紋。宋振亞等[11]通過對預應變時效的TB3鈦合金進行低周疲勞試驗，發(fā)現(xiàn)在低應變幅時，預應變樣品具有高的疲勞壽命。

可以發(fā)現(xiàn)，目前的冷變形時效及其力學性能研究多集中在β以及近β鈦合金中[12]。對于可進行熱處理強化的一種近α鈦合金(Ti-2.5Cu)而言，其強化機理與上述鈦合金有所不同[13-14]。不同于傳統(tǒng)鈦合金時效析出α相的強化機制，該合金時效析出的Ti2Cu相與基體的晶體學位相關系及相應的變體選擇效應等都會對合金的性能產(chǎn)生影響[15]。

目前，對于鈦合金的熱加工性能已經(jīng)有較多研究。在熱加工過程中，變形產(chǎn)生的諸如位錯等晶體缺陷由于發(fā)生動態(tài)再結晶而得到大量消除。然而，對于冷加工成形而言，由于變形溫度較低，變形產(chǎn)生的缺陷不能通過再結晶的軟化過程得到消除，會對后續(xù)的時效析出行為產(chǎn)生較大的影響，從而進一步影響合金的力學性能[16]。因此，研究固溶處理后的冷變形對鈦合金隨后時效過程中析出相的析出行為及合金最終力學性能的影響，并在此基礎上建立合金性能的理論預測模型，定量表征微觀組織與力學性能的關系, 將有助于精確控制加工工藝以及時效工藝的參數(shù)，進而得到具有優(yōu)良綜合力學性能的合金。

1 實 驗

實驗所用Ti-2.5Cu 合金由西北有色金屬研究院提供，名義成分(質量分數(shù))為:2.43%≤Cu≤2.6%，N 0.006%，O 0.15%，余量為Ti。固溶處理制度為805 ℃保溫 1 h 后水冷。固溶處理后取樣加工成標距35 mm、直徑7.5 mm的拉伸試樣。在室溫下進行預應變拉伸，拉伸速率為5.0×10-4s-1，變形量分別為0.05、0.1、0.15、0.2時停止拉伸。對變形試樣進行時效處理，時效工藝分為2種:一次時效為400 ℃保溫24 h空冷；二次時效是將一次時效后的樣品在475 ℃保溫8 h后空冷，詳細的處理工藝如圖1所示。時效后的拉伸試樣是在預變形試樣標距內(nèi)進行二次加工而成，標距為12 mm，直徑為5 mm。為獲得統(tǒng)一的試驗結果，將未變形的試樣加工成同樣的形狀與尺寸。采用Instron1195拉伸試驗機進行拉伸試驗，應變速率為1.0×10-4s-1。采用JEM-2100F透射電子顯微鏡(TEM)進行組織分析。透射樣品采用雙噴減薄的方法在-20 ℃制備，雙噴腐蝕液的配比為高氯酸5%，正丁醇35%，甲醇60%(均為體積分數(shù))。采用Instron1314型電液侍服疲勞試驗機進行室溫對稱拉-壓低周疲勞試驗，應變速率恒定為4×10-3s-1，選擇總應變幅為1%、1.5%和2%，各個試樣均疲勞至斷裂。采用JEM-200CX掃描電子顯微鏡(SEM)進行疲勞斷口分析。

圖1 Ti-2.5Cu合金的預應變時效工藝路線Fig.1 Prestrain and aging processes of Ti-2.5Cu alloy

2 結果與分析

2.1 預應變時效組織

圖2是預應變Ti-2.5Cu合金經(jīng)過一次和二次時效工藝處理后的TEM形貌。由圖2可以看出，經(jīng)過一次時效后，其析出相尺寸較小，其中0.2預應變試樣仍保留有大量的冷變形組織(圖2b)。經(jīng)過二次時效后，析出相明顯長大，同時冷變形組織也明顯減少(圖2c、d)。

圖2 預應變時效Ti-2.5Cu合金的TEM形貌Fig.2 TEM images of Ti-2.5Cu alloy after prestrain and aging: (a)0.1 prestrain, after first aging； (b)0.2 prestrain, after first aging；(c)0.1 prestrain, after second aging； (d)0.2 prestrain, after second aging

從上述分析可知，冷變形后的Ti-2.5Cu合金經(jīng)過一次時效或二次時效后，會發(fā)生部分回復，但是并未發(fā)生再結晶來消除變形產(chǎn)生的位錯。另一方面，經(jīng)過相同時效處理后，預應變時效合金中析出的Ti2Cu粒子的直徑相比無預應變合金的大一些[2]。這是由于合金經(jīng)過預應變后，引入了大量高密度的位錯和缺陷，這些高密度的位錯和缺陷在后續(xù)的時效過程中充當了高效的溶質原子擴散通道，因而溶質原子在時效過程中可以快速擴散聚集。同樣的，為了降低形核能壘，Ti2Cu粒子將會優(yōu)先在位錯纏結區(qū)析出生長，伴隨溶質原子的快速擴散，其形核生長速度與自由時效合金相比要快一些，故在相同時效工藝下，其尺寸要大一些。

2.2 預應變時效后的拉伸性能

圖3為不同預應變Ti-2.5Cu合金經(jīng)過一次時效和二次時效處理后的拉伸性能。從圖3a可以看出，相對于一次時效處理，二次時效后合金強度的增加量隨著預應變量的增加而減小，當預應變量超過0.15后，合金的強度相比0.1預應變的試樣有所降低。其原因可能有:①預應變量增加使得Ti-2.5Cu合金內(nèi)部位錯密度增加，提高了擴散速度，加快了析出動力學過程，從而導致過時效[13]；②雖然在500 ℃以下時效，合金不能發(fā)生有效的再結晶過程(純鈦再結晶溫度約為700 ℃)，但是會發(fā)生靜態(tài)回復，這會導致合金強度出現(xiàn)一定程度的下降，這種回復效應隨著應變量的增加和溫度的升高會越來越明顯。

圖3 不同預應變量下Ti-2.5Cu合金時效后的拉伸性能Fig.3 Tensile properties of Ti-2.5Cu alloy after different prestrain and aging: (a)yield strength; (b)elongation

從圖3b可以看出，預應變對Ti-2.5Cu合金時效后的延伸率沒有明顯影響，這說明通過預應變時效處理可以在提高合金強度的同時保持良好的塑性，從而可以使合金得到強韌化。產(chǎn)生這一現(xiàn)象的原因可能有2個[17]:①高溫回復消除了部分因冷變形產(chǎn)生的位錯；②粒子強烈長大引起明顯的過時效。

圖4是預應變0.1的Ti-2.5Cu合金經(jīng)過一次和二次時效處理后的拉伸斷口形貌。由圖4可以看出，Ti-2.5Cu合金經(jīng)過預應變后，一次時效和二次時效后的斷口形貌差別不大，都是由部分穿晶斷裂的韌窩加上部分沿晶斷裂混合構成。這說明一次時效和二次時效處理對Ti-2.5Cu合金的斷裂方式?jīng)]有顯著影響。

圖4 預應變0.1的Ti-2.5Cu合金經(jīng)不同時效后的拉伸斷口形貌Fig.4 Tensile fracture morphologies of Ti-2.5Cu alloy with 0.1 prestrain after different aging: (a)after first aging； (b)after second aging

合金固溶處理后先進行預應變，再進行時效處理，經(jīng)這種工藝處理后與自由時效狀態(tài)有2點差異:第一，預先冷變形引入了大量的位錯等體缺陷，在本實驗使用的時效工藝條件下(400 ℃×24 h/AC+475 ℃×8 h/AC)不足以發(fā)生再結晶過程來消除這些缺陷，時效后合金內(nèi)部仍然殘留大量的位錯(如圖2所示)；第二，預先冷變形引入的大量位錯對Ti2Cu粒子的析出動力學過程有加速作用。鈦合金在時效過程中的回復主要通過異號位錯的湮滅來實現(xiàn)，故對預應變后時效的合金，就強度而言只需考慮內(nèi)部殘留位錯對強度增加的貢獻量即可，所以根據(jù)Taylor位錯強化關系[13]將得到式(1)。

(1)

式中:σ0為純鈦強度，MPa；Δσss為Cu原子固溶強化的強度增加值，MPa；M為Taylor因子；α為常數(shù)；G為剪切模量，MPa;b為伯氏矢量，nm;ρ為合金內(nèi)部由于冷變形而增加的位錯密度，m-2。

將式(1)進一步簡化可以寫成[18]:

(2)

式中:K為Ti-2.5Cu合金的加工硬化因子，MPa；ε為變形量。式中前3項為自由時效時的強度模型，文獻[13]已經(jīng)對各個參數(shù)進行了詳細計算。

考慮到時效過程中的回復情況，其中部分位錯發(fā)生回復，因此材料中殘留的變形量可以根據(jù)式(3)獲得[20]。

(3)

式中:ε0為施加的初始變形量，是常數(shù)。對于Ti-2.5Cu合金二次時效處理來說，ε0為1.5[19]。

為驗證本研究推導的不同預應變量Ti-2.5Cu合金時效后的強度計算模型，研究了0.05、0.1、0.15、0.2 4種變形量的Ti-2.5Cu合金經(jīng)過二次時效工藝處理后Ti2Cu粒子析出情況，測試了合金屈服強度。通過TEM觀測，將經(jīng)過4種預應變處理并進行二次時效后的Ti2Cu粒子析出情況總結在表1中。將表1參數(shù)代入推導的強化模型公式(2)，計算得到相應的強度值。

表1預應變+二次時效后Ti-2.5Cu合金中析出的Ti2Cu粒子形狀參數(shù)及體積分數(shù)

Table 1 Shape parameters and volume fraction of precipitation phase Ti2Cu particals with prestrain and second aging

圖5為不同預應變變形后，經(jīng)過二次時效處理的Ti-2.5Cu合金的強度計算值及實驗值對比曲線。由圖5可以看出，計算值與實驗值基本吻合。

圖5 預應變+二次時效處理后Ti-2.5Cu合金的強度計算值及實驗值對比圖Fig.5 Calculated and experimental yield strengths of Ti-2.5Cu alloy after different prestrain and second aging

上述結果表明，在Ti-2.5Cu合金預應變時效處理工藝中，除了時效強化外，還應考慮變形回復對合金強度的降低效應，這樣才能符合實際的強度水平。

2.3 預應變時效后的低周疲勞性能

鈦合金用作結構材料時，經(jīng)常承受交變載荷的作用，因此研究其疲勞性能對于其服役安全性有著重要的意義。在此，對預應變0.1且分別經(jīng)一次和二次時效后Ti-2.5Cu合金的低周疲勞性能進行了研究。

圖6給出了2種時效工藝下Ti-2.5Cu合金低周疲勞的循環(huán)峰值應力曲線。由圖6可以看出，一次時效與二次時效試樣的循環(huán)應力響應規(guī)律相似，均呈現(xiàn)出循環(huán)軟化的特點，總應變幅越高該現(xiàn)象越明顯。需要注意的是，二次時效后，在1%總應變幅下，出現(xiàn)了先循環(huán)硬化后軟化的現(xiàn)象，其原因可能是由于合金二次時效在較高的溫度下進行，較一次時效有了更大的回復，在疲勞過程中產(chǎn)生明顯的硬化，而一次時效殘留的冷變形組織較多，因而疲勞過程中表現(xiàn)為循環(huán)軟化。進一步對低周疲勞結果進行分析發(fā)現(xiàn)，一次時效和二次時效Ti-2.5Cu合金的總應變幅與疲勞壽命近似的符合Coffin-Manson關系，分別見式(4)、式(5)。

εt/2=0.059(2Nf)-0.233 9

(4)

εt/2=0.063(2Nf)-0.235 6

(5)

圖6 一次時效和二次時效Ti-2.5Cu合金不同總應變幅下的循環(huán)峰值應力曲線Fig.6 Curves of cyclic stress amplitude with cycles at different total strain amplitudes of Ti-2.5Cu alloy after different aging: (a)after first aging； (b)after second aging

圖7為Ti-2.5Cu合金經(jīng)不同時效后的低周疲勞應變幅-疲勞壽命曲線。由圖7可以看出，在總應變幅1%～2%之間，Ti-2.5Cu合金二次時效相比一次時效具有更高的疲勞壽命，但二者疲勞壽命總體相差不大。從前面的分析可知，預應變0.10的Ti-2.5Cu合金，其二次時效強度高于一次時效，而二者延伸率相差不大，因此二次時效Ti-2.5Cu合金具有相對較高的韌性，在疲勞裂紋萌生后，裂紋尖端會發(fā)生塑性變形形成塑性區(qū)進而吸收變形能，引起裂紋的鈍化，延緩裂紋的擴展，從而表現(xiàn)出相對較高的疲勞壽命。

圖7 Ti-2.5Cu合金的低周疲勞應變幅-疲勞壽命曲線Fig.7 Curves of fatigue life with low cycle fatigue strain amplitudes of Ti-2.5Cu alloy

圖8為預應變0.1的Ti-2.5Cu合金經(jīng)過時效后，在Δεt/2=1%循環(huán)應變幅下的疲勞斷口形貌，其中圖8a、c為裂紋起始區(qū)，圖8b、d為裂紋擴展區(qū)。從圖8a、c可以看出，疲勞裂紋均從試樣表面產(chǎn)生，同時在表面附近有多個裂紋源。在圖8b、d所示裂紋穩(wěn)態(tài)擴展區(qū)觀察到了典型的代表疲勞變形行為的疲勞條紋。上述結果表明，Ti-2.5Cu合金的疲勞裂紋以穿晶方式擴展。

圖8 Ti-2.5Cu合金經(jīng)不同時效后在總應變幅Δεt/2=1%下的疲勞斷口形貌Fig.8 Fatigue fracture morphologies of crack initiation(a，c) and propagation areas(b，d) under Δεt/2=1% of Ti-2.5Cu alloy:(a，b)after first aging；(c，d)after second aging

3 結 論

(1)經(jīng)過預應變及后續(xù)的一次時效和二次時效處理后，Ti-2.5Cu合金未發(fā)生再結晶，且二次時效合金中析出的Ti2Cu粒子尺寸較一次時效的大。

(2)一次時效后，Ti-2.5Cu合金的強度隨預應變量的增加而升高，而二次時效后合金強度先隨預應變量的增加而增加，當預應變量超過0.15后，合金強度相比0.1預應變的試樣有所降低，與此同時，2種時效工藝處理后的延伸率均保持在較高的水平。

(3)在考慮應變回復的基礎上，建立了Ti-2.5Cu合金預應變時效的強度預測模型，其理論預測值與實驗結果相吻合。

(4)Ti-2.5Cu合金一次時效和二次時效的疲勞壽命相當，都表現(xiàn)為循環(huán)軟化，疲勞總應變幅和疲勞壽命符合Coffin-Manson關系。Ti-2.5Cu合金疲勞裂紋穩(wěn)定擴展區(qū)有明顯的疲勞條紋，疲勞裂紋以穿晶方式擴展。