文章编号：1004-0609(2013)S1-s0075-06

Ti-55531近β钛合金的冷轧行为及其对后续时效组织的影响

陈福文，张晓泳，李志友，周科朝

(中南大学 粉末冶金国家重点实验室，长沙 410083)

摘  要：对全β固溶的Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr (Ti-5531)合金进行冷轧变形与时效处理，采用SEM、TEM、XRD等手段研究冷轧变形相变与微观组织特征及其对后续时效行为的影响。结果表明：冷轧过程中的滑移以及温升效应会促使绝热ω回溶，合金中没有出现存在于其他近β钛合金中的应力诱导α″。冷轧变形导致β晶粒在(200)晶面择优取向，并且形成高密度的位错缠结以及滑移带等缺陷。时效以后，α容易在缺陷处形核，冷轧合金析出的层片状α更为细小且含量更高，同时α优先在滑移带等高密度位错区长大，伴随α的变体选择效应。

关键词：Ti-55531；近β钛合金；冷轧；时效；组织

中图分类号：TG146.2　　     文献标志码：A

Cold rolling and its effect on aged microstructure of Ti-55531 near β titanium alloy

CHEN Fu-wen, ZHANG Xiao-yong, LI Zhi-you, ZHOU Ke-chao

(State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China)

Abstract: The β solution treated Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr alloy was subjected to cold rolling and aging treatments. The cold rolling and its effect on subsequent aging behavior were investigated based on SEM, TEM and XRD techniques. The results show that the dissolution of athermal ω phase is promoted by slip and the temperature rise effects of cold rolling deformation, and the stress-induced martensitic α″ phase，which is observed in most of other near β titanium alloys, is absent in this experiment. The preferred (200)_β orientation and the amount of regions with high-density defects, such as dislocations and slip bands, are raised by cold rolling. For the aged alloys, finer and larger amount of lamellar α phase precipitates in the regions with high-density defects. These α precipitates preferentially coarsen around slip bands accompanied by a variant selection effects.

Key words: Ti-55531; near β titanium alloy; cold rolling; aging treatment; microstructure

以Ti-55553(Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Fe)、Ti-55531 (Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr)等为代表的高强韧近β钛合金具有β相线低、加工变形性好、淬透性高、焊接性能优良等优点^[1-5]，在航空领域受到重视，已大量用于制作美国波音B787、欧洲空客A380先进客机的起落 架、机翼等关键部位的承力构件^[6-7]。此类钛合金的抗拉强度一般在1 100 MPa以上, 断裂韧性大于55 MPa·m^{1/2 [8-9]}。通过塑性变形和热处理等工艺手段，可实现合金强度、韧性等力学性能水平的综合性匹配调控。

近β钛合金的力学性能主要取决于α相尺寸、形状及体积分数。例如，提高α相体积分数，细化α晶粒，并且使其均匀分布，可有效提高合金的强度。为此需要提高α相的形核率。α相优先在ω/β相界、晶界、位错等位置形核^[10-11]，而当形核点不足时则会导致α相析出分布不均匀^[12-13]。低温时效^[14]和塑性变形^[15]是引入足够α形核点，使α相均匀弥散析出的有效手段。根据温度分类，塑性变形可分为热变形和冷变形。钛合金在热变形过程中会发生动态回复/再结晶，使得位错等缺陷大幅减少。而与热变形相比，冷变形的变形温度较低，在变形过程中产生的缺陷不会通过动态回复和再结晶消除，从而为后续热处理过程中的α相析出提供足够的形核点，有利于α均匀弥散析出，为合金提供良好的弥散强化效果。为此，本文作者首先对Ti-55531进行冷轧变形，然后对冷轧样件进行时效处理，并研究冷轧变形组织特征及其对后续时效行为的影响。

1  实验

Ti-55531钛合金锻棒由湖南湘投金天钛业有限公司提供，其化学成分如表1所示。利用连续升温金相法测得该合金的相变点t_β=(825±5) ℃，显微组织由等轴α相和β_trans组成，且分布较为均匀(如图1所示)。将锻棒线切割为尺寸80 mm×60 mm×12 mm长方体试样。试样经过880 ℃固溶1 h，水冷至室温，最后表面磨光。试样经9个道次冷轧，由12 mm厚变形至5.08 mm厚板材，每个道次变形量为10%。沿板材轧制方向取样，将试样置于管式电阻炉中，在Ar气氛保护下进行热处理，热处理温度为300 ℃和650 ℃，时间为2 h。

表1  Ti-55531合金的化学成分

Table 1  Chemical composition of as-received Ti-55531 (mass fraction, %)

图1  Ti-55531合金原始锻件的显微组织

Fig. 1  Microstructure of as-received Ti-55531 billet

采用X射线衍射(XRD，Rigaku D-Max/2550VB)分析合金的物相组成，条件为：Cu K_α射线，加速电压40 kV，电流100 mA，扫描速度4 (°)/min，试样扫描面积10 mm×10 mm。采用NOVATM Nano SEM 230型扫描电子显微镜观察合金试样的显微组织。采用金相法制备试样，时效前的试样采用体积比为V(HF): V(HNO₃):V(H₂O)=1:1:8腐蚀液腐蚀，时效后的试样采用体积比为V(HF):V(HNO₃):V(H₂O)=1.5:3:100腐蚀液腐蚀。TEM分析在JEM-2100F型透射电子显微镜上进行，加速电压为200 kV。TEM样品制备方法如下：用钼线切割机切取厚度为0.3 mm的薄片，经金相砂纸减薄至50 μm后冲成直径3 mm的小圆片，然后用TENUPOL-5型双喷电解减薄仪减薄至穿孔。双喷减薄液组成为600 mL CH₃OH、350 mL CH₃(CH₂)₃OH、50 mL HClO₄。双喷减薄时仪器电压为21~23 V，温度为-25~-35 ℃。

2  结果与讨论

2.1  全β态Ti-55531的冷轧组织特征

图2所示为Ti-55531钛合金冷轧前后的XRD谱。近β钛合金如Ti-1023、VT-22在冷变形过程中会出现应力诱导α″相，而Ti-55531合金冷轧后则没有出现α″相。KARASEVSKAYA等^[16]对TIMETAL-LCB、Ti-15-3、VT22以及TC6进行冷轧，发现应力诱导马氏体相变与合金β相稳定性有关，β稳定性越高，则越不利于应力诱导马氏体相变的发生。根据MORINAGA等^[17]提出的相稳定理论，可以采用合金中原子间轨道重积分之和的平均值以及d轨道的平均值两个参数来评价合金的β稳定性，越高以及越低，则合金β稳定性越高^[18-19]。经计算得出Ti-1023的为2.768、为2.304，VT22的为2.769、为2.322，而本研究中Ti-55531的为2.771、为2.29。Ti-55531较高的值和较低的值表明其具有较高的β稳定性，故不利于出现应力诱导α″相。从图2中还可以看出，经过变形后，Ti-55531的β峰均向高角度偏移，表示变形过程中β晶格发生压缩。另外，冷轧试样β相(110)晶面和(211)晶面对应的衍射峰相对强度降低，而(200)晶面对应的衍射峰相对强度增加，表明β相晶粒因冷轧变形方向性而形成了(200)择优取向。由于冷轧试样内存在微观应变，冷轧试样(110)_β、(211)_β、(200)_β出现宽化现象。

图2  Ti-55531钛合金冷轧前后的XRD谱

Fig. 2  XRD patterns of Ti-55531 alloy before and after cold rolling

图3所示为冷轧前后Ti-55531合金的显微形貌。可以发现，初始合金经(880 ℃, 1 h)的固溶，然后水冷至室温，合金为等轴状全β组织(图3(a))。而经冷轧变形后合金转变为纤维组织(图3(b))。β具有体心立方晶体结构，容易在方向沿{110}、{112)、{123}面以及方向沿{110}面发生滑移。合金在冷轧过程中会发生非均匀变形，从而局部形成滑移带，而不同晶粒内部滑移带相互交叉形成的网格组织在进一步冷轧过程中会形成纤维组织。

为了进一步研究冷变形对Ti-55531的影响，对冷轧前后的合金进行TEM观察。对于冷轧前的组织，暗场像中可以观察到大量尺寸小于10 nm、弥散分布于β基体中的绝热ω相(图4(a))。并且在绝热ω相选区衍射花样中(图4(b))出现了漫散射现象。其原因在于：1) 绝热ω相尺寸极为细小；2) ω/β界面处有畸变场。经冷轧变形后，从显微组织的明场像中可以发现，β晶粒内出现了存在位错塞积的平行滑移带(图4(c))，并且电子衍射斑中只存在β主斑点(图4(d))。对比图4(b)和(d)的衍射花样可以发现，β固溶形成的绝热ω相在后续冷轧过程中会发生回溶。WANG等^[20]发现β晶粒尺寸小于100 nm的Ti-36Nb-2.2Ta-3.7Zr-0.3O合金在3 GPa的压力下高压剪切时，会发生ω向β转变的现象。此压力远远低于常温下发生ω→β相变所需的理论压力，因此剪切变形被认为有利于发生ω→β相变。本研究中采用冷轧方式形成的受力方式同样会发生剪切滑移，进而促进ω回溶。另外，绝热ω不稳定，在升温至约150 ℃时会回溶^[21]，可以推测冷轧过程中产生的温升效应也会导致ω回溶。

图3  Ti-55531钛合金冷轧前后的显微形貌

Fig. 3  SEM images of Ti-55531 alloy

2.2  后续时效过程中的相组织特征

JONES等^[22]认为，对于未经冷变形处理的近β钛合金，在200~500 ℃的温度范围内保温时，会发生β→ω的相变过程，细针状α相则会以ω相为形核点，大量弥散析出；而在500 ℃至t_β之间保温时，直接从β中析出α相。为了区分冷轧对ω以及α相析出的影响，本研究选用处于ω析出温度区间的300 ℃以及处于α相直接析出温度区间的650 ℃进行时效。

图5所示为Ti-55531经300 ℃时效2 h后的XRD图。从图5可以看出，经300 ℃时效2 h后，未经冷轧处理的试样只有β相对应的衍射峰，而冷轧试样中则出现α相对应的衍射峰，表明冷轧能够促进α相析出。未经冷轧变形的合金在300 ℃时效2 h过程中形成的相变驱动力不足以驱动β→ω→α相变的发生；而冷轧试样内存在高密度变形缺陷，这些非平衡缺陷提高了合金的自由能，降低了α形核与长大的能垒，进而能够促进α相析出。另外，从图5中还可以看出，对于冷轧试样，经过300 ℃时效2 h以后，β峰的宽化现象依然存在，证明在此温度下进行时效还不足以完全消除微观应变，此外α相的衍射峰宽化现象也说明析出的α相尺寸较小。

图4  Ti-55531钛合金冷轧前后的TEM像

Fig. 4  TEM images of Ti-55531 alloy

图5  Ti-55531合金300 ℃时效2 h后的XRD谱

Fig. 5  XRD patterns of Ti-55531 alloys aged at 300 ℃ for 2 h

图6所示为不同状态Ti-55531经650 ℃时效2 h后形成的组织形貌。对于未经冷轧处理的合金，在650 ℃时效2 h以后，β晶界处析出了连续分布的α层(图6(a))，β晶粒内大量析出互成60°夹角并且分布均匀的细小层片状α(图6(b))。而对于经冷轧处理试样，650 ℃时效2 h以后，合金已难以辨别出原始β晶粒(图6(c))，表明冷轧变形后β晶界已完全破碎模糊。对比图6(b)与(c)可以发现，冷轧试样经650 ℃时效2 h后析出的层片状α尺寸更为细小且含量更高。冷轧试样中存在高变形畸变能和高密度缺陷，如位错、空位、滑移带等，在随后的时效过程中，α相容易在这些缺陷位置形核，故而与未经冷轧处理的Ti-55531相比，冷轧合金内在时效过程中的α形核率更高，进而导致α含量亦提高。从图6(d)可以看出，冷轧试样时效过程中析出的层片状α倾向于沿冷轧方向定向排列。产生这种现象的主要原因为：轧制过程中滑移带平行排列(图4(c))，时效过程中层片状α倾向于在这些平行分布的滑移带内析出，从而导致析出的层片状α具有取向效应；另一方面，为了降低α析出导致的应变能增加，α片在位错线附近(位错应变场范围内)析出时选择了一种最有利的析出生长方向，最终导致这种变体选择现象^[23]。上述结果表明，冷变形有利于Ti-55531在后续时效过程中均匀弥散析出细小α相，进而获得较好的弥散强化效果。

图6  Ti-55531合金650 ℃时效2 h后的显微组织

Fig. 6  SEM images of Ti-55531 alloy aged at 650 ℃ for 2 h

3  结论

1) Ti-55531在冷轧变形过程中发生的滑移以及温升效应会促使在固溶处理过程中形成的绝热ω相回溶，并且其较高的β稳定性能够抑制应力诱导马氏体相变的发生；冷轧合金剪切带交叉分布形成纤维组织，并且冷轧变形的高度取向性导致β相晶粒在(200)晶面择优取向。

2) 在时效处理时，冷轧遗留下来的高密度缺陷促进了Ti-55531的α相均匀弥散析出，冷轧试样析出含量更高且更为细小的α相；α优先在滑移带等高密度位错区长大，并且层片状α具有变体选择效应。

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(编辑  袁赛前)

基金项目：中央高校基本科研业务费前沿研究计划资助项目(2009QZZD007)；湖南省科技重大专项资助项目(2010F51004)；湖南省研究生科研创新资助项目(CX2012B044)

收稿日期：2013-07-28；修订日期：2013-10-10

通信作者：张晓泳，讲师，博士；电话：0731-88836264；E-mail: zhangxiaoyong@csu.edu.cn