Ti60 鈦合金是我國自主研發用于航空發動機壓氣機的近 α 型鈦合金，可以用于制造壓氣機葉片、輪盤、鼓桶以及整體葉盤等關鍵零部件，能夠在 600 ℃下長期穩定服役[1-3]。為了提升 Ti60 鈦合金高溫蠕變、疲勞性能以及熱穩定性，往往采用一系列固溶時效熱處理獲得理想的組織和力學性能[4-6]。鈦合金通過固溶淬火難以實現強度提升，往往需要進行低溫時效，在 β基體中析出細小彌散的次生 α 相實現時效強化[7-9]。這是因為鈦合金組織中的亞穩 β 相在淬火過程中發生馬氏體轉變，轉變誘發的晶格畸變較小，導致硬化作用不明顯[10,11]。另外，Ti60 等近 α 合金組織中也沒有 ω等硬脆相析出，因此，只能通過馬氏體等溫分解形成的細小密集的次生 α 相實現時效強化效果[12]。

Lin 等人根據電子濃度理論分析發現鈦合金中添加 Al、Sn、Fe 和 Cr 等元素利于形成六方結構的 α′相，而 Zr、Nb、W、Mo 和 V 等元素則利于形成 α″相，因此 Ti60 合金從 β 轉變溫度以上冷卻至室溫過程中易形成 α′相[13,14]。鈦合金中 β→α′轉變符合 Burgers 關系：(0001)α′//(110)β、][0211α′//[111]β，且慣習面為{334}β，在 α′馬氏體內部也會出現層錯、位錯等缺陷[15]。盡管 α′馬氏體沒有直接產生強化作用，但 Matsumoto 等人在研究 Ti-V 以及 Ti-V-Sn 等合金系時發現，較低 V 含量合金的淬火組織中存在大量的 α′馬氏體，這種 α′馬氏體組織具有良好的冷軋變形能力，經過冷軋后的 α′馬氏體被充分破碎，形成約 60 nm 大小的亞結構[16-18]。α′馬氏體組織的形貌與結構直接決定了時效過程次生 α 相的形核長大規律，進而影響時效強化效果[19,20]。因此，Matsumoto 等人進一步研究了 Ti6Al4V 合金的 α′馬氏體組織特征及力學性能，發現合金組織中含有少量等軸 α相時冷變形能力可達到 43.3%，進而提升了 Ti6Al4V 合金冷加工性能[18]。對于 Ti60 等近 α 合金，鋁當量較高，難以將亞穩 β 相保留至時效溫度，因此合金不具備時效強化效果，然而通過固溶熱處理可以獲得并調控馬氏體顯微組織結構，一方面可以有效地提升合金室溫塑性，另一方面也能間接改善合金的時效強化效果，最終實現合金加工及使用性能的提升。本研究通過對 Ti60 鈦合金分別進行 Tβ+10 ℃(1060 ℃)和 Tβ-10 ℃(1040 ℃)固溶淬火熱處理，最終獲得全片層和雙態 2 種馬氏體組織，隨后在室溫、300 ℃以及 600 ℃ 3 種條件下對 2 種組織進行拉伸性能測試。在分析馬氏體組織特征與拉伸性能關系的基礎上，探討了初生 α 相對馬氏體組織塑性的影響規律，為提升合金的時效強化能力提供幫助。

1 、實 驗

實驗用 Ti60 鈦合金的化學成分如表 1 所示。樣品均取自西部超導材料科技股份有限公司生產的 Ф300mm 規格棒材。

首先采用 3 次真空自耗電弧熔煉的鑄錠進行開坯鍛造，隨后在 α+β 相區改鍛，最終獲得均勻模糊的鍛態組織，如圖 1 所示，該組織作為初始態組織。采用金相法測得 Ti60 鈦合金的 β 轉變溫度為 1050 ℃。采用電火花線切割在 Ф300 mm×20 mm 規格棒材的二分之一半徑處截取 Φ15 mm×15 mm 圓柱型和 15mm×15 mm×75 mm 方棒樣品，如圖 2a 所示，隨后將2 種樣品按照圖 2b 進行固溶淬火處理，固溶溫度分別為 1060 和 1040 ℃，樣品保溫 40 min 后水淬至室溫。

對圓柱型樣品橫截面進行精車、粗磨、細磨以及拋光，最后用 Kroll 溶液(HF:HNO3:H₂O=3:10:87)進行金相腐蝕，并在 Olympus GX71 光學顯微鏡上觀察顯微組織。

另外，將方棒樣品按照圖 2 參考 GB/T 228-2002 加工成 Ф6 mm 試樣，標距為 30 mm，拉伸速率為 1.2mm/min。

2、 結果與分析

2.1 顯微組織分析

圖 3a 和 3b 依次顯示了經過 1060 和 1040 ℃固溶淬火處理得到樣品的顯微組織。與初始鍛態組織對比，1060 ℃固溶淬火組織全部由完全再結晶的大塊多邊形β 晶粒組織曲線構成，β 晶粒尺寸達到約 800 μm，近似等軸的 α 相已經全部消失，而且在晶界兩側也沒有發現沿晶界析出或以片層形式向晶內生長的 α 相，β 晶粒內部則全部由針狀片層組成，相同晶粒內部片層存在一定交角，片層較長且尺寸相近。根據鈦合金相圖可知，在淬火條件下，Ti60 鈦合金中過飽和的 β 相將保留至馬氏體轉變溫度，并以非擴散轉變方式生成 α'相，馬氏體相形核數量大且與基體保持近似 Burgers關系，因此易形成密集交錯的網狀結構[21]。1040 ℃固溶淬火組織中保留了約 10%的白色塊狀初生 α 相，其余由 β 晶粒組織構成，晶粒尺寸約為 400 μm，而保留的初生 α 相則在晶內和晶界同時存在?？梢钥闯?，經過 40 min 保溫，初生 α 相已經發生球化，并在組織中彌散分布。通常情況下，鍛態組織在固溶過程中發生靜態再結晶，未溶解的初生 α 相將充當第二相阻礙晶界遷移，然而部分初生 α 相已經被包裹在 β 晶粒內部，未能阻礙晶界遷移，僅在晶界分布的初生 α 相阻礙了晶粒長大。初生 α 相對再結晶的影響主要取決于α 相體積分數、尺寸以及與相鄰 β 晶粒的位向關系[22]。

2.2 拉伸性能對比

為了研究初生 α 相對 α'馬氏體組織在不同溫度下力學性能的影響，這里分別在室溫、300 和 600 ℃下對全α'和 α+α' 2 種固溶組織進行拉伸測試，力學性能如表 2所示。可以看出，與 α+α'組織相比，全 α'馬氏體組織在室溫、300 和 600 ℃下抗拉強度和屈服強度較高，而延伸率和斷面收縮率略低，屈強比則與 α+α'組織接近。

圖 4 進一步通過柱狀圖對比了全 α'和 α+α'組織在不同溫度下的拉伸性能?？梢钥闯?，合金的 2 種組織在 300 ℃時的抗拉強度比室溫降低約 330 MPa，而600 ℃時抗拉強度僅比 300 ℃時降低約 100 MPa，不同組織抗拉強度和屈服強度隨溫度變化規律較為一致。另外，對比圖 4a 和 4c 可以發現，α+α'組織室溫拉伸強度僅減少約 35 MPa，而延伸率提高約 5%，因此，少量等軸化的初生 α 相提升了 α'馬氏體組織的變形協調能力，進而使合金獲得了更好的強塑性匹配。

圖 5a 和 5b 對比了全 α'和 α+α' 2 種組織在不同溫度下拉伸時的工程應力應變曲線，可以看出，隨著拉伸溫度升高，樣品總應變量增加，極限拉伸強度下降。在彈性階段，2 種組織對應的應力應變變化規律接近，當拉伸強度達到極限后，盡管拉伸溫度不同，但全 α'組織的樣品均發生明顯的頸縮，隨后斷裂，而 α+α'組織緩慢達到拉伸極限后斷開，沒有發生明顯的頸縮。

可見推測，含有少量的初生 α 相有利于避免頸縮現象，提升了樣品在不同溫度下的塑性變形能力。

2.3 斷口形貌對比

為了進一步分析初生 α 相對 α'馬氏體組織塑性提升的機理，圖 6 對 α'和 α+α' 2 種組織在不同溫度下拉伸樣品的斷口形貌進行對比。圖 6a 和 6b 分別顯示了全 α'和 α+α'組織在室溫下的拉伸斷口形貌，可以看出斷口組織全部由細小的韌窩組成，具有典型的塑性斷裂特征，其中 α+α'組織韌窩尺寸分布不均勻，且高低起伏更加明顯。這是因為少量的初生 α 相在固溶過程阻礙 β 晶粒長大，進而增加了晶界面積，阻礙裂紋擴展，裂紋沿晶界擴展的同時形成幾十微米大小的韌窩，β 晶粒內部的 α'馬氏體片層斷開后形成幾微米的小韌窩，而全 α'組織晶粒尺寸較大，裂紋沿晶界擴展迅速，晶粒內部 α'馬氏體片層也隨之快速斷開，形成幾微米的小韌窩，韌窩尺寸細小均勻。

當拉伸溫度升高至 300 ℃時，圖 6c 和 6d 韌窩尺寸增大，全 α'馬氏體組織的變化更加明顯，這是因為在較高溫度下，位錯受熱激活作用引起更多的滑移系開動，α'馬氏體相的變形能力增強，馬氏體片層沿拉伸方向進一步伸長，小韌窩在塑性變形過程中合并形成較大尺寸的韌窩，與之相比，α+α'組織內部韌窩尺寸也更加均勻，盡管初生 α 相仍對 β 晶粒有細化作用，但對合金塑性的影響有所減弱。當溫度進一步升高至600 ℃時，韌窩尺寸進一步增加，初生 α 相的作用進一步減弱。

3、 結 論

1) Ti60 鈦合金在 1060 和 1040 ℃固溶淬火分別得到全 α'和 α+α'馬氏體組織，其中 α+α'組織保留約 10%的等軸化初生 α 相，對應的抗拉強度較全 α'組織降低約 35 MPa，而延伸率增加約 5%，具有較好的強度和塑性匹配關系。

2) 全 α'和 α+α' 2 種組織拉伸時均發生塑性斷裂，其中全 α'組織在室溫拉伸時韌窩尺寸較小且均勻，而α+α'組織韌窩尺寸大小差異較大，隨著拉伸溫度升高，2 種組織斷口形貌逐步接近。

3) α+α'組織中少量的初生 α 相在固溶過程中阻礙了 β 晶粒長大，進而引起組織細化，通過增加晶界面積阻礙了裂紋擴展，斷口韌窩尺寸增加，進而顯著提升室溫塑性。隨著溫度升高，α'馬氏體相變形能力得到本質提升，初生 α 相對合金塑性的影響減弱。

參考文獻 References

[1] Cai Jianming, Huang Xu, Cao Chunxiao et al. Rare Metal Materials and Engineering[J], 2010, 39(11): 1893

[2] Banerjee D, Williams J C. Acta Mater[J], 2013, 61(3): 844

[3] Zhang Fang(張 方), Chen Jing(陳 靜), Xue Lei(薛 蕾) et al.Rare Metal Materials and Engineering(稀有金屬材料與工程)[J], 2010, 39(3): 452

[4] Lütjering G. Mater Sci Eng A[J], 1998, 243(1-2): 32

[5] Wang Kaixuan, Zeng Weidong, Zhao Yongqing et al. Rare Metal Materials and Engineering[J], 2010, 39(4): 565

[6] Filip R, Kublak K, Ziaja W et al. J Mater Proc Tech[J], 2003,133(1-2): 84

[7] Ng H P, Douguet E, Bettles C J et al. Mater Sci Eng A[J], 2010,527(26): 7017

[8] Wain N, Hao X J, Ravi G A et al. Mater Sci Eng A[J], 2010,527(29-30): 7673

[9] Dehghan-Manshadi A, Dippenaar R J. Mater Sci Eng A[J],2011, 528(3): 1833

[10] Mantani Y, Kudou K. J Alloy Compd[J], 2013, 577(S1): 448

[11] Neelakantan S, Galindo-Nava E I, San Martin D et al. Mater Sci Eng A[J], 2014, 590: 140

[12] Jing R, Liang S X, Liu C Y et al. Mater Sci Eng A[J], 2013,559: 474

[13] Lin C, Yin G L, Zhao Y Q et al. Mater Chem Phys[J], 2011,125(3): 411

[14] Neelakantan S, Rivera-Diaz-del-Castillo P E J, van der Zwaag S. Scripta Mater[J], 2009, 60(8): 611

[15] Banerjee D, Muraleedharan K, Strudel J L. Philos Mag A[J],1998, 77(2): 299

[16] Sato K, Matsumoto H, Kodaira K et al. J Alloy Compd[J],2010, 506(2): 607

[17] Matsumoto H, Yoneda H, Fabregue D et al. J Alloy Compd[J],2011, 509(6): 2684

[18] Matsumoto H, Yoneda H, Sato K et al. Mater Sci Eng A[J],2011, 528(3): 1512

[19] Sun F, Li J S, Kou H C et al. Rare Metal Materials and Engineering[J], 2015, 44(4): 848

[20] Ahmed T, Rack H J. Mater Sci Eng A[J], 1998, 243(1-2): 206

[21] Stanford N, Bate P S. Mater Sci Forum[J], 2005, 495-497:669

[22] Vo P, Jahazi M, Yue S. Metall Mater Trans A[J], 2008, 39:2965