李興無(wú),沙愛(ài)學(xué),陳 勃,儲(chǔ)俊鵬

（中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095）

很多重要的工程材料為延性?xún)上嗪辖穑绂力骡伜辖?、雙相鋼、鎳基高溫合金等。這類(lèi)合金具有強(qiáng)度、塑性和斷裂韌度的良好匹配，在航空航天等諸多領(lǐng)域中獲得廣泛應(yīng)用。從Tamura等[1]提出的改進(jìn)混合物模型算起，對(duì)延性?xún)上嗪辖鸬淖冃瘟W(xué)研究迄今已近50年，期間相繼出現(xiàn)等應(yīng)變模型、應(yīng)變分配模型和應(yīng)力分配模型[2-5]等，各種模型的主要不同點(diǎn)在于如何假定兩個(gè)相中的應(yīng)變分配或應(yīng)力分配，以及一相的存在如何影響另一相的流變特性。由于延性?xún)上嗪辖鸩牧媳姸?，各種材料顯微組織和變形特性都復(fù)雜，因此目前尚無(wú)統(tǒng)一的變形理論。

Ti-3Al-4.5V-5Mo 為馬氏體型 α-β 兩相合金[6]，其 β 穩(wěn)定系數(shù) Kβ≈ 0.8，接近臨界濃度（Kβ= 1），同遠(yuǎn)離臨界濃度的合金相比，如α合金和β合金，其晶粒明顯減小，在退火狀態(tài)基本無(wú)β轉(zhuǎn)變組織，在鈦合金中是較為理想的延性?xún)上嗪辖稹Ｒ虼?，可以更好利用現(xiàn)有的延性?xún)上嗪辖鹱冃瘟W(xué)的理論模型理解和表征該合金的變形行為。根據(jù)Fan等提出的3-E模型[7-8]，已經(jīng)研究了Ti-3Al-4.5V-5Mo鈦合金的拉伸變形過(guò)程中的應(yīng)力跌落、加工硬化與加工軟化等問(wèn)題[9]。本工作以此為基礎(chǔ)，研究晶粒尺寸、晶體取向?qū)i-3Al-4.5V-5Mo鈦合金拉伸變形行為的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)用料為西北有色金屬研究院提供的同一爐次的兩批?8 mm熱軋態(tài)絲材（以下分別用Ⅰ、Ⅱ表示），合金化學(xué)成分見(jiàn)表1，兩批絲材退火后的絲織構(gòu)存在差異。通過(guò)金相法和X射線衍射分析法測(cè)定該合金的相轉(zhuǎn)變溫度為870 ℃。熱軋絲材分別經(jīng) 720 ℃、780 ℃、840 ℃ 和 880 ℃ 保溫 60 min后爐冷退火。

取退火絲材的橫向試樣，經(jīng)粗磨、細(xì)磨和拋光，制備成織構(gòu)分析試樣。織構(gòu)分析在X′PERT型X射線儀上進(jìn)行。測(cè)試絲材α相（）、（0002）、（）、（）、（）和（）不完全極圖。在此基礎(chǔ)上，以Bunge系統(tǒng)計(jì)算恒φ2截面ODF，并反算出α相（）、（0002）全極圖，分析絲材的織構(gòu)特征[10]。SEM分析在JSM-5800型掃描電鏡上進(jìn)行，采用圖像分割法估算α相和β相的體積分?jǐn)?shù)，采用等效直徑法對(duì)β相晶粒尺寸進(jìn)行表征。

經(jīng)退火后的絲材加工成 ?6 mm × 70 mm 的試樣，其中工作部分直徑為3 mm，標(biāo)距為30 mm。拉伸實(shí)驗(yàn)在Instron-4507型萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為 1 mm/min，測(cè)定 σs、σb、δ、φ、應(yīng)力-應(yīng)變曲線，并計(jì)算真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線。其中：真應(yīng)力σ=P/A，工程應(yīng)力S=P/A0，真應(yīng)變?chǔ)? ln(L/L0)，工程應(yīng)變e= (L-L0)/L0，真應(yīng)變和工程應(yīng)變的關(guān)系為ε=ln(1 ＋e)。

表1 Ti-3Al-4.5V-5Mo 合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Chemical composition of 8.0 mm diameter wire of Ti-3Al-4.5V-5Mo alloy （mass fraction/%）

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 ?8 mm 絲材的顯微組織

Ⅰ號(hào)絲材在不同溫度退火爐冷的顯微組織如圖1所示，隨著退火溫度的提高，初生α相的形態(tài)也逐漸由條狀α和球狀α的混合組織向球狀組織過(guò)渡，顆粒尺寸逐漸增加。當(dāng)退火溫度達(dá)到880 ℃時(shí)，轉(zhuǎn)變成粗晶片狀組織。兩相區(qū)退火后形成α相體積分?jǐn)?shù)約為50%。值得注意的是，由于Ⅰ號(hào)絲材經(jīng)840 ℃退火后β晶粒尺寸有的已經(jīng)達(dá)到5 μm左右，在退火加熱后的爐冷過(guò)程中在原始β晶粒內(nèi)已經(jīng)析出了 α 相，見(jiàn)圖 1（c）。和文獻(xiàn) [9]?8 mm 絲材（以下用Ⅲ號(hào)表示）相比，顯微組織類(lèi)型類(lèi)似，但Ⅰ號(hào)絲材在兩相區(qū)退火的晶粒尺寸比Ⅲ號(hào)絲材的粗大（見(jiàn)圖2），經(jīng)780 ℃退火后，Ⅰ號(hào)絲材β晶粒等效直徑約為1.1 μm，而Ⅲ號(hào)絲材β晶粒等效直徑約為0.7 μm。Ⅱ號(hào)絲材和Ⅰ號(hào)絲材在840 ℃退火后的α、β晶粒尺寸基本相當(dāng)。

圖1 不同退火溫度下Ⅰ號(hào)絲材的顯微組織Fig.1 Microstructures of wireⅠannealed at different temperatures （a）720 ℃；（b）780 ℃；（c）840 ℃；（d）880 ℃

圖2 不同退火溫度下Ⅲ號(hào)絲材的顯微組織[9]Fig.2 Microstructures of wire Ⅲ annealed at different temperatures[9]（a）780 ℃；（b）840 ℃

2.2 ?8 mm 絲材的晶體取向

Ⅰ號(hào)絲材經(jīng)720 ℃和840 ℃退火后，測(cè)在絲材橫截面上α相(0002)，()不全極圖（經(jīng)歸一化處理），見(jiàn)圖 3（a）、（b）和 4（a）、（b）。由圖 4 可見(jiàn)，α相(0002)極點(diǎn)密度最大值均出現(xiàn)在絲材軸線。恒 φ2截面 ODF 圖（圖 2（c）、（d）和 3（c）、（d））顯示 α 相的主要織構(gòu)組分為（φ1，0°，0°）、（φ1，0°，30°）、 （ φ1，0°，0°） 、 （ φ1，0°，30°） ，表 示 α相(0002)平行于試樣表面。這表明，α相呈現(xiàn)出較強(qiáng)的<0001>絲織構(gòu)特征，與Ⅲ號(hào)絲材中α相織構(gòu)特征基本相同。β相基本為<100>絲織構(gòu)。

圖3 Ⅰ號(hào)絲材經(jīng) 720 ℃ 退火后的 α 相織構(gòu) （a）橫截面（0002）極圖；（b）橫截面（ 1 01ˉ0）極圖；（c）φ2 = 0°截面 ODF；（d）φ2 = 30°截面 ODFFig.3 Texture of α phase in wire Ⅰannealed at 720 ℃ （a）（0002）pole figure；（b）（ 1 01ˉ0) pole figure;（c）φ2 = 0° section of α ODF; （d）φ2 = 30° section of α ODF

圖4 Ⅰ號(hào)絲材經(jīng) 840℃ 退火后的 α 相織構(gòu) （a）橫截面（0002）極圖；（b）橫截面（）極圖；（c）φ2 = 0°截面 ODF；（d）φ2 = 30°截面 ODFFig.4 Texture of α phase in wireⅠannealed at 840℃ （a）（0002） pole figure；（b）（ 1 01ˉ0） pole figure; （c）φ2 = 0° section of α ODF; （d）φ2 = 30° section of α ODF

圖5和圖6為Ⅱ號(hào)絲材720 ℃和840 ℃退火后α 相 (0002)、(1 01ˉ0)不完全極圖和恒 φ2截面 ODF圖。由圖5可知，Ⅱ號(hào)絲材主要織構(gòu)組分為（φ1，90°，30°），這表示 α 相的(1 0 1ˉ0)面垂直于絲材軸線方向，為<1 01ˉ0>絲織構(gòu)；另外，還存在強(qiáng)度較弱的織構(gòu)組 分 （ φ1，0°，0°） 、 （ φ1，0°，30°） ， 表 示 α 相 的(0001)面垂直于絲材軸線方向，為<0001>絲織構(gòu)。

2.3 ?8 mm 絲材的拉伸真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

圖7和圖8分別為Ⅰ號(hào)、Ⅱ號(hào)絲材經(jīng)720 ℃、780 ℃、840 ℃ 和880 ℃ 退火后的拉伸真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線，和Ⅲ號(hào)絲材拉伸真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線特征類(lèi)似：拉伸變形過(guò)程分為三個(gè)階段（見(jiàn)圖9），在720~840 ℃范圍內(nèi)退火產(chǎn)生等軸α相時(shí)，均存在屈服后的應(yīng)力跌落現(xiàn)象，而880 ℃退火無(wú)屈服后的應(yīng)力跌落。

圖5 Ⅱ號(hào)絲材經(jīng) 720 ℃ 退火后的 α 相織構(gòu) （a） 橫截面（0002）極圖；（b）橫截面（ 1 01ˉ0）極圖；（c） φ2 = 0°截面 ODF；（d） φ2 = 30°截面 ODFFig.5 Texture of α phase in wire Ⅱannealed at 720 ℃ （a）（0002） pole figure；（b）（1 01ˉ0） pole figure; （c） φ2 = 0° section of α ODF;（d） φ2 = 30° section of α ODF

圖6 Ⅱ號(hào)絲材經(jīng) 840 ℃ 退火后的 α 相織構(gòu) （a）橫截面（0002）極圖；（b）橫截面（）極圖；（c） φ2 = 0°截面 ODF；（d） φ2 = 30°截面 ODFFig.6 Texture of α phase in wireⅡannealed at 840 ℃ （a）（0002） pole figure；（b） （）pole figure; （c） φ2 = 0° section of α ODF; （d） φ2 = 30° section of α ODF

圖7 Ⅰ號(hào)絲材不同退火溫度下的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig.7 True stress-true strain tensile curves of wireⅠannealed at different temperatures

圖8 Ⅱ號(hào)絲材不同退火溫度下的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig.8 True stress-true strain tensile curves of wireⅡannealed at different temperatures

3 分析與討論

3.1 應(yīng)力跌落及流變應(yīng)力

兩批絲材的拉伸實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證了Ti-3Al-4.5V-5Mo合金在退火狀態(tài)下拉伸變形存在應(yīng)力跌落的規(guī)律。當(dāng)拉伸變形過(guò)程進(jìn)入第②階段（見(jiàn)圖9），α相開(kāi)始塑性變形，而β相繼續(xù)保持彈性變形。第②階段的流變應(yīng)力可表達(dá)為[7-9]：

圖9 Ti-3Al-4.5V-5Mo 合金在拉伸變形過(guò)程的三個(gè)階段[9]Fig.9 Three stages in the process of tensile deformation of Ti-3Al-4.5V-5Mo alloy[9]

式中：E為彈性模量；ν為泊松比。

在整個(gè)拉伸變形第②階段，β相的塑性變形為零，因此在α相和β相中存在非常大的塑性應(yīng)變不匹配，根據(jù)Eshelby連續(xù)體轉(zhuǎn)變理論[11-12]，這在α相和β相中能產(chǎn)生大的內(nèi)應(yīng)力。α相中的內(nèi)應(yīng)力以彈性能的形式儲(chǔ)存在α相中(圖9中Y(1)為α相發(fā)生塑性變形的臨界應(yīng)力，表達(dá)式參見(jiàn)文獻(xiàn)[9])，當(dāng)塑性變形達(dá)到β相發(fā)生塑性變形的臨界應(yīng)力Y(2)時(shí)，β相開(kāi)始塑性變形，Y(2)可表達(dá)為：

式中：fα為α相的體積分?jǐn)?shù)；為β相的屈服強(qiáng)度。

當(dāng)β相開(kāi)始塑性變形時(shí)，在α相和β相之間的塑性應(yīng)變不匹配突然降低，儲(chǔ)存在α相中的彈性能顯著釋放，導(dǎo)致流變應(yīng)力的跌落。另外，β相中的塑性變形量不再為零，兩相間的塑性應(yīng)變不匹配減小，第③階段加工硬化率也顯著降低。第③階段的流變應(yīng)力可表達(dá)為：

880 ℃退火的片層組織試樣，在拉伸時(shí)沒(méi)有出現(xiàn)屈服后的應(yīng)力跌落。和840 ℃退火所得到的等軸組織相比，在880 ℃退火的片層組織中，α相和β相具有共格界面，滑移更容易從α相傳遞到β相中，因此，在片層組織中，α相和β相之間屈服強(qiáng)度的差值降低，并導(dǎo)致在第②階段變形過(guò)程中兩相間的應(yīng)變不匹配減小。當(dāng)β相開(kāi)始塑性變形時(shí)，在α相中沒(méi)有足夠的彈性能釋放，在應(yīng)力-應(yīng)變曲線上也就沒(méi)有明顯的應(yīng)力跌落。因此，α相的球化導(dǎo)致α/β兩相界面的不共格關(guān)系，是產(chǎn)生屈服后應(yīng)力跌落的必要條件。

3.2 晶粒尺寸對(duì)拉伸變形行為的影響

如前所述，Ⅰ號(hào)絲材和Ⅲ號(hào)絲材，在不同退火溫度下的晶體取向基本一致，α相均呈現(xiàn)出較強(qiáng)的<0001>絲織構(gòu)特征；在不同退火溫度下的顯微組織類(lèi)似，但晶粒尺寸存在差異，Ⅰ號(hào)絲材在兩相區(qū)退火的晶粒尺寸比Ⅲ號(hào)絲材的粗大。因此，晶粒尺寸的變化是導(dǎo)致Ⅰ號(hào)絲材和Ⅲ號(hào)絲材拉伸變形行為的差異的重要原因，主要表現(xiàn)在以下兩個(gè)方面。

一是Ⅰ號(hào)絲材不同退火溫度下的宏觀屈服強(qiáng)度Y(2)Ⅰ均低于Ⅲ號(hào)絲材相應(yīng)退火溫度下的屈服強(qiáng)度Y(2)Ⅲ，見(jiàn)圖10所示。

根據(jù)式（4），Ⅰ號(hào)絲材和Ⅲ號(hào)絲材可表達(dá)為：

根據(jù)Tomota模型[13]，總的塑性應(yīng)變?cè)讦痢ⅵ孪嘀械姆峙浞暇€性混合物模型，即當(dāng)外加應(yīng)力達(dá)到絲材宏觀屈服強(qiáng)度Y(2)時(shí)，為零，

由式（7）~（12）可得：

取 E = 110 GPa，ν = 1/3[8]，K = 0.37 MN/m3/2[14]，fα= 0.5，dⅠ= 1.1 μm，dⅢ= 0.7 μm，780 ℃ 退火時(shí)(2)Ⅰ= 0.0092，(2)Ⅲ= 0.0098，得 Y(2)Ⅰ–Y(2)Ⅲ=–99 MPa，和實(shí)測(cè)數(shù)據(jù)差值–59 MPa 較為接近，即：

二是在屈服應(yīng)力跌落后的應(yīng)力-應(yīng)變曲線走向存在較大差異。由于Ⅰ號(hào)絲材在兩相區(qū)退火后的晶粒尺寸較大，α相和β相均存在較大的加工硬化系數(shù)，導(dǎo)致不論在兩相區(qū)高溫退火，還是在兩相區(qū)低溫退火，在應(yīng)力-應(yīng)變曲線上均表現(xiàn)為屈服后加工硬化。

3.3 晶體取向?qū)熳冃涡袨榈挠绊?/h3>

Ⅰ號(hào)絲材α相主要為<0001>絲織構(gòu)，而Ⅱ號(hào)絲材α相主要為<>絲織構(gòu)。兩批絲材經(jīng)840 ℃退火后，α相晶粒尺寸相當(dāng)，因此可排除晶粒尺寸因素影響，分析絲材織構(gòu)對(duì)合金拉伸屈服強(qiáng)度的影響。由圖1可見(jiàn)，840 ℃退火后的β相中已有α相析出，可稱(chēng)之為β轉(zhuǎn)變組織。由于β轉(zhuǎn)變組織中的α相和β相具有共格關(guān)系，為簡(jiǎn)化處理，可視β轉(zhuǎn)變組織為一個(gè)相，記為β′。兩批絲材840 ℃退火后的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線如圖11所示，Ⅰ號(hào)絲材的宏觀屈服強(qiáng)度明顯高于Ⅱ號(hào)絲材，即 Y(2)Ⅰ> Y(2)Ⅱ，可見(jiàn)α相晶體取向的差異對(duì)絲材拉伸變形行為產(chǎn)生重要影響。

圖10 不同溫度退火下絲材的屈服強(qiáng)度Fig.10 Yield strength of wires annealed at different temperatures

圖11 不同 α 相絲織構(gòu)合金的真應(yīng)力–真應(yīng)變曲線Fig.11 True stress-true strain tensile curves of wires with different α phase textures

再由式（19）和（20）可得：

4 結(jié)論

（1）不同狀態(tài)的Ti-3Al-4.5V-5Mo鈦合金絲材拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果驗(yàn)證了在720~840 ℃退火后的拉伸真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線上存在明顯的宏觀屈服點(diǎn)以及屈服后出現(xiàn)了應(yīng)力跌落。β相開(kāi)始塑性變形后儲(chǔ)存在α相中的彈性能顯著釋放時(shí)流變應(yīng)力的跌落的原因。α相的球化產(chǎn)生α/β兩相界面的不共格關(guān)系，是屈服后應(yīng)力跌落的必要條件。

（2）當(dāng)α相晶體取向均為<0001>絲織構(gòu)特征時(shí)，根據(jù)細(xì)晶強(qiáng)化理論，晶粒尺寸的大小決定合金的宏觀屈服強(qiáng)度，晶粒尺寸越大，宏觀屈服強(qiáng)度越小。

（3）α 相<1 01ˉ0>絲織構(gòu)的存在，將產(chǎn)生基面a滑移、柱面a滑移和錐面a+c滑移，由于錐面a+c滑移的臨界分切應(yīng)力要明顯高于基面a滑移和柱面a滑移，對(duì)于α相<0001>絲織構(gòu)，在α相中產(chǎn)生較大的塑性變形，β相中內(nèi)應(yīng)力增加，合金宏觀屈服強(qiáng)度降低。