钛合金中的马氏体相变

钛合金的固体相变（整理版）钛的主要相及其结构纯钛在固态下有两种同素异构体，常温下以密排六方(hcp)晶格结构存在，称之为α钛。

hcp单元晶胞如图1-1左图所示，在室温下点阵常数a=0.295nm，c=0.468nm。

纯钛的c/a=1.587，小于理想hcp结构的c/a值1.663，(0001)是称为底面(basal plane)，为密排面；(1010)称为棱柱面，(1011)称为棱锥面；a1、a2、a3轴是密排方向，即<1120>方向。

当温度升到882.5℃以上时，变成体心立方(bcc)晶格结构，称之为β钛。

bcc单元晶胞如图1-1右图所示，(110)为密排面，密排方向为<111>，900℃时，点阵常数a=0.332nm。

图1-1 α钛和β钛的原子结构示意图钛合金两相间的具体的转变温度会受间隙和置换元素含量的强烈影响，所以钛的合金元素被分为α稳定元素、中性元素和β稳定元素，如图所示：α稳定元素提高α/β转变温度，置换式的Al和间隙式的C、N、O都是强α稳定元素，这些元素含量越多，则钛合金的α/β转变温度越高。

Zr，Hf和Sn 等属于中性元素，因为它们含量很低时略微降低α/β相变温度，当们含量增加时，又会提高α/β相变温度。

β稳定元素能够降低钛的同素异型转变温度，扩大β相区并增加β相在热力学上的稳定性，这类元素包括间隙式的H和大量的置换式元素，其中置换式β稳定元素又分为β同晶元素和β共析元素，这取决于所产生的二元相图的细节。

钛合金的相变钛合金热处理是钛合金学科领域内一个重要的分枝。

其典型特征为: 淬火过程中发生了马氏体相变，或保留高温组织，合金的塑性韧性稍有升高，强度硬度稍有降低。

在随后时效过程中，由于亚稳定相和中间相的生成，合金硬度、强度升高，塑性、韧性降低。

对过渡阶段的每一种亚稳相和中间相都有其产生的条件和相应的性质，钛合金热处理的研究实际上就是对其淬火和时效过程中中间相的研究。

镍钛合金奥氏体转变为马氏体的研究镍钛合金是一种重要的形状记忆合金，具有良好的力学性能和独特的形状记忆效应。

其中，奥氏体和马氏体是镍钛合金中两种常见的组织结构。

奥氏体是一种面心立方晶体结构，具有良好的韧性和可塑性；而马氏体是一种体心立方晶体结构，具有较高的硬度和弹性。

在镍钛合金中，当受到外界温度或应力的变化时，奥氏体与马氏体之间会发生相变，这种相变引起了许多研究者的关注。

研究人员通过实验和理论模拟等方法，对镍钛合金奥氏体转变为马氏体的机制进行了深入研究。

他们发现，奥氏体与马氏体之间的相变是由于镍钛合金中的微观结构发生了变化。

具体而言，这种相变是由于合金中的镍和钛原子在应力和温度变化的作用下重新排列形成马氏体的晶格结构。

在奥氏体转变为马氏体的过程中，研究人员发现了一些关键因素，如温度、应力和合金成分等。

他们发现，随着温度的降低或应力的增加，奥氏体向马氏体的相变速率会增加，并且相变温度也会发生变化。

合金的成分也会对相变性能产生影响。

研究表明，调节合金中镍和钛的含量可以改变相变温度和相变速率，从而对镍钛合金的性能进行调控。

除了通过实验方法进行研究外，一些研究人员还利用计算模拟方法来模拟镍钛合金奥氏体转变为马氏体的过程。

他们使用分子动力学模拟或基于第一性原理的计算方法，对合金中原子的运动和相互作用进行建模和仿真。

这些模拟结果不仅可以揭示相变的微观机制，还可以预测合金的力学性能和形状记忆效应等方面的变化。

总结回顾一下，镍钛合金奥氏体转变为马氏体是由于合金中的微观结构发生了变化。

通过调控温度、应力和合金成分等因素，可以改变相变温度和相变速率，从而对镍钛合金的性能进行调控。

通过实验和计算模拟等方法可以深入理解相变的机制和影响因素，为合金的设计和应用提供理论依据。

在我的理解中，镍钛合金中奥氏体与马氏体的相变是一种特殊的晶体结构变化现象。

这种相变效应使得镍钛合金具有形状记忆和超弹性等独特的功能。

研究镍钛合金奥氏体转变为马氏体的机制不仅对于揭示材料科学中晶体结构与性能之间的关系具有重要意义，还为合金的设计和应用提供了新的思路和方法。

镍钛合金是一种形状记忆合金，当这种合金加热到一定温度时，它会从一种形状记忆为另一种形状，实现可逆的形状变化。

这种行为是基于镍钛合金中的马氏体相变。

在镍钛合金中，奥氏体是一种高温相，可以在高温下保持稳定。

当镍钛合金被冷却到一定温度时，奥氏体开始转变为马氏体，这是一种低温相。

马氏体相变的发生是由于晶体结构的变化引起的。

在奥氏体状态下，镍钛合金的晶体结构是立方晶体，称为奥氏体。

当这种合金被冷却到转变温度以下时，立方晶体结构将转变为一种称为马氏体的晶体结构。

这种转变不会导致宏观形状的变化，但会导致晶体结构的变化。

通过加热合金到更高的温度，可以逆转马氏体相变，恢复到奥氏体状态。

这种可逆的形状变化使得镍钛合金具有形状记忆效应。

总之，镍钛合金的形状记忆效应是基于奥氏体和马氏体之间的相变。

通过控制温度，可以控制这两种相的存在和稳定性，从而实现可逆的形状变化。

动态加载时β钛合金马氏体相变研究①钟艳梅１，汪冰峰１，２，丁㊀旭１，张晓泳２，樊㊀凯３，冯抗屯４，谢㊀静５，王海鹏６，雷家峰７（１．中南大学材料科学与工程学院，湖南长沙４１００８３；２．中南大学粉末冶金国家重点实验室，湖南长沙４１００８３；３．湖南金天钛业科技有限公司，湖南常德４１３０００；４．中航飞机起落架有限公司，湖南长沙４１００８３；５．中国第二重型机械集团德阳万航模锻有限责任公司，四川德阳６１８０００；６．西安三角防务股份有限公司，陕西西安７１００８９；７．中国科学院金属研究所，辽宁沈阳１１００１６）摘㊀要：为了研究应变速率对β钛合金马氏体相变的影响，采用分离式霍普金森压杆对Ｔｉ⁃５Ａｌ⁃５Ｍｏ⁃５Ｖ⁃１Ｃｒ⁃１Ｆｅβ钛合金进行了不同应变速率下（４００ １６００ｓ－１）的动态变形，采用光学显微镜㊁电子背散射衍射和透射电镜研究了动态变形后的微观组织㊂结果表明，提高冲击功和应变速率可以提高Ｔｉ⁃５Ａｌ⁃５Ｍｏ⁃５Ｖ⁃１Ｃｒ⁃１Ｆｅβ钛合金的屈服强度，当应变速率为１６００ｓ－１时，屈服强度可达１２５０ＭＰａ㊂在动态冲击过程中，β晶粒中出现大量板条状αᶄ马氏体，马氏体的面积分数随应变速率的增加而增大，说明应变速率对β钛合金的马氏体相变起着重要作用㊂应变速率会加速马氏体相变，是因为随着应变速率增加，马氏体的形核位置更多，马氏体形成的吉布斯自由能降低㊂关键词：钛合金；动态加载；冲击诱导马氏体相变；力学性能中图分类号：ＴＢ３０１文献标识码：Ａｄｏｉ：１０．３９６９／ｊ．ｉｓｓｎ．０２５３－６０９９．２０２１．０１．０２８文章编号：０２５３－６０９９（２０２１）０１－０１１９－０５ＭａｒｔｅｎｓｉｔｉｃＴｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆβＴｉｔａｎｉｕｍＡｌｌｏｙＵｎｄｅｒＤｙｎａｍｉｃＬｏａｄｉｎｇＺＨＯＮＧＹａｎ⁃ｍｅｉ１，ＷＡＮＧＢｉｎｇ⁃ｆｅｎｇ１，２，ＤＩＮＧＸｕ１，ＺＨＡＮＧＸｉａｏ⁃ｙｏｎｇ２，ＦＡＮＫａｉ３，ＦＥＮＧＫａｎｇ⁃ｔｕｎ４，ＸＩＥＪｉｎｇ５，ＷＡＮＧＨａｉ⁃ｐｅｎｇ６，ＬＥＩＪｉａ⁃ｆｅｎｇ７（１．ＳｃｈｏｏｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，ＣｅｎｔｒａｌＳｏｕｔｈＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｃｈａｎｇｓｈａ４１００８３，Ｈｕｎａｎ，Ｃｈｉｎａ；２．ＳｔａｔｅＫｅｙＬａｂｏｒａｔｏｒｙｏｆＰｏｗｄｅｒＭｅｔａｌｌｕｒｇｙ，ＣｅｎｔｒａｌＳｏｕｔｈＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｃｈａｎｇｓｈａ４１００８３，Ｈｕｎａｎ，Ｃｈｉｎａ；３．ＨｕｎａｎＧｏｌｄＳｋｙＴｉｔａｎｉｕｍＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙＣｏＬｔｄ，Ｃｈａｎｇｄｅ４１３０００，Ｈｕｎａｎ，Ｃｈｉｎａ；４．ＡＶＩＣＬａｎｄｉｎｇＧｅａｒＡｄｖａｎｃｅｄＭａｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇＣｏｒｐ，Ｃｈａｎｇｓｈａ４１００８３，Ｈｕｎａｎ，Ｃｈｉｎａ；５．ＣｈｉｎａＮａｔｉｏｎａｌＥｒｚｈｏｎｇＧｒｏｕｐＤｅｙａｎｇＷａｎｈａｎｇＤｉｅＦｏｒｇｉｎｇＣｏＬｔｄ，Ｄｅｙａｎｇ６１８０００，Ｓｉｃｈｕａｎ，Ｃｈｉｎａ；６．ＸｉᶄａｎＴｒｉａｎｇｌｅＤｅｆｅｎｓｅＩｎｃｏｒｐｏｒａｔｅｄＣｏｍｐａｎｙ，Ｘｉᶄａｎ７１００８９，Ｓｈａａｎｘｉ，Ｃｈｉｎａ；７．ＩｎｓｔｉｔｕｔｅｏｆＭｅｔａｌＲｅｓｅａｒｃｈ，ＣｈｉｎｅｓｅＡｃａｄｅｍｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅｓ，Ｓｈｅｎｙａｎｇ１１００１６，Ｌｉａｏｎｉｎｇ，Ｃｈｉｎａ）Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｉｎｏｒｄｅｒｔｏｓｔｕｄｙｔｈｅｅｆｆｅｃｔｏｆｓｔｒａｉｎｒａｔｅｏｎｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆβｔｉｔａｎｉｕｍａｌｌｏｙ，ｔｈｅｄｙｎａｍｉｃｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆａＴｉ⁃５Ａｌ⁃５Ｍｏ⁃５Ｖ⁃１Ｃｒ⁃１Ｆｅβ⁃ｔｉｔａｎｉｕｍａｌｌｏｙａｔｄｉｆｆｅｒｅｎｔｓｔｒａｉｎｒａｔｅｓ（４００ １６００ｓ－１）ｗａｓｃａｒｒｉｅｄｏｕｔｂｙｕｓｉｎｇｓｐｌｉｔＨｏｐｋｉｎｓｏｎｐｒｅｓｓｕｒｅｂａｒ（ＳＰＨＢ）．Ｔｈｅｎ，ｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｆｔｅｒｄｙｎａｍｉｃｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｗａｓｓｔｕｄｉｅｄｂｙｕｓｉｎｇｏｐｔｉｃａｌｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ，ｅｌｅｃｔｒｏｎｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎａｎｄｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎｅｌｅｃｔｒｏｎｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ．ＴｈｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｔｈａｔｔｈｅｙｉｅｌｄｓｔｒｅｎｇｔｈｏｆＴｉ⁃５Ａｌ⁃５Ｍｏ⁃５Ｖ⁃１Ｃｒ⁃１Ｆｅβｔｉｔａｎｉｕｍａｌｌｏｙｃａｎｂｅｉｎｃｒｅａｓｅｄｂｙｉｎｃｒｅａｓｉｎｇｔｈｅｉｍｐａｃｔｅｎｅｒｇｙａｎｄｓｔｒａｉｎｒａｔｅ．Ｗｉｔｈｔｈｅｓｔｒａｉｎｒａｔｅａｔ１６００ｓ－１，ｔｈｅｙｉｅｌｄｓｔｒｅｎｇｔｈｃａｎｒｅａｃｈ１２５０ＭＰａ．Ｄｕｒｉｎｇｔｈｅｄｙｎａｍｉｃｉｍｐａｃｔｐｒｏｃｅｓｓ，ａｌａｒｇｅａｍｏｕｎｔｏｆｌａｔｈ⁃ｓｈａｐｅｄαᶄ⁃ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅａｐｐｅａｒｅｄｉｎｔｈｅβｇｒａｉｎｓ，ａｎｄｔｈｅａｒｅａｆｒａｃｔｉｏｎｏｆｍａｒｔｅｎｓｉｔｅｉｎｃｒｅａｓｅｓｗｉｔｈｔｈｅｉｎｃｒｅａｓｅｏｆｔｈｅｓｔｒａｉｎｒａｔｅ，ｉｎｄｉｃａｔｉｎｇｔｈａｔｔｈｅｓｔｒａｉｎｒａｔｅｐｌａｙｓａｎｉｍｐｏｒｔａｎｔｒｏｌｅｉｎｔｈｅｍａｒｔｅｎｓｉｔｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｔｈｅβｔｉｔａｎｉｕｍａｌｌｏｙ．Ｔｈｅｓｔｒａｉｎｒａｔｅｃａｎａｃｃｅｌｅｒａｔｅｔｈｅｍａｒｔｅｎｓｉｔｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ，ｂｅｃａｕｓｅａｓｔｈｅｓｔｒａｉｎｒａｔｅｉｎｃｒｅａｓｅｓ，ｔｈｅｒｅａｒｅｍｏｒｅｎｕｃｌｅａｔｉｏｎｓｉｔｅｓｆｏｒｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎａｎｄｔｈｅＧｉｂｂｓｆｒｅｅｅｎｅｒｇｙｆｏｒｔｈｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｍａｒｔｅｎｓｉｔｅｄｅｃｒｅａｓｅｓ．Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：ｔｉｔａｎｉｕｍａｌｌｏｙ；ｄｙｎａｍｉｃｌｏａｄｉｎｇ；ｉｍｐａｃｔ⁃ｉｎｄｕｃｅｄｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ；ｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ①收稿日期：２０２０－０７－２１基金项目：粉末冶金国家重点实验室自主课题（６０１０２１７２１）；湖南省创新科技项目（２０１７ＧＫ２２９２）；国家自然基金面上项目（５１７７１２３１）作者简介：钟艳梅（１９９５－），女，湖北黄冈人，硕士研究生，主要研究方向为钛合金动态力学性能及微观结构㊂通讯作者：汪冰峰（１９７８－），男，湖南岳阳人，教授，博士，主要从事材料动态行为研究㊂第４１卷第１期２０２１年０２月矿㊀冶㊀工㊀程ＭＩＮＩＮＧＡＮＤＭＥＴＡＬＬＵＲＧＩＣＡＬＥＮＧＩＮＥＥＲＩＮＧＶｏｌ．４１ɴ１Ｆｅｂｒｕａｒｙ２０２１㊀㊀β钛合金具有较高的比强度㊁比刚度和良好的耐腐蚀性，满足轻量化㊁长寿命㊁高可靠性的设计要求［１－３］，从而被广泛应用于航空航天领域［４－６］㊂β钛合金性能和使用寿命的进一步提高一直是材料科学家追求的目标，但是目前的研究主要集中于β钛合金在准静态条件下响应［７－８］㊂然而，β钛合金作为一种大型结构构件，不仅要承受准静态载荷，而且在许多情况下也要承受动态载荷，如飞机起落架［９－１０］㊂在动态载荷下，高应变速率冲击对结构件的寿命和性能有着至关重要的影响㊂因此，有必要对β钛合金的动态力学行为和微观组织进行研究㊂本文研究了Ｔｉ⁃５Ａｌ⁃５Ｍｏ⁃５Ｖ⁃１Ｃｒ⁃１Ｆｅβ钛合金在动态载荷下的力学响应，并讨论了应变速率对动态加载时Ｔｉ⁃５Ａｌ⁃５Ｍｏ⁃５Ｖ⁃１Ｃｒ⁃１Ｆｅβ钛合金马氏体相变的影响㊂１㊀实验材料与方法实验原材料为金天钛业生产的锻造状态的Ｔｉ⁃５Ａｌ⁃５Ｍｏ⁃５Ｖ⁃１Ｃｒ⁃１Ｆｅ钛合金，其化学成分见表１㊂将原材料在９２０ħ下保温２ｈ后用水淬火，得到Ｔｉ⁃５Ａｌ⁃５Ｍｏ⁃５Ｖ⁃１Ｃｒ⁃１Ｆｅβ钛合金㊂处理后材料的微观结构如图１所示，Ｔｉ⁃５Ａｌ⁃５Ｍｏ⁃５Ｖ⁃１Ｃｒ⁃１Ｆｅβ钛合金只含有单一β相，β晶粒平均尺寸约为６００μｍ㊂表１㊀Ｔｉ⁃５Ａｌ⁃５Ｍｏ⁃５Ｖ⁃１Ｃｒ⁃１Ｆｅ钛合金化学成分（质量分数）／％ＡｌＭｏＶＣｒＦｅＴｉ５．９５５．３１４．２４１．２７１．１８余量图１㊀Ｔｉ⁃５Ａｌ⁃５Ｍｏ⁃５Ｖ⁃１Ｃｒ⁃１Ｆｅβ钛合金的原始微观组织（ａ）金相图片；（ｂ）ＩＰＦ图片将固溶处理后的Ｔｉ⁃５Ａｌ⁃５Ｍｏ⁃５Ｖ⁃１Ｃｒ⁃１Ｆｅβ钛合金制成尺寸为Φ６ｍｍˑ７．２ｍｍ的圆柱形试件，并采用分离式霍普金森压杆（ＳＨＰＢ）进行高应变速率冲击压缩试验㊂ＳＨＰＢ的压杆材料为优质合金钢，其弹性模量为２００ＧＰａ，直径１４．５ｍｍ，密度７８００ｋｇ／ｍ３㊂表２列出了所有试样的动态变形条件㊂１＃ ４＃样品不加控制环进行冲击变形，通过对真应力应变曲线进行积分计算出每个样品的冲击能㊂为了研究应变速率对显微组织的影响，对５＃和６＃样品采用控制环来获得与４＃样品相同的真应变，应变值为０．１０８㊂圆柱形样品在动态加载变形过程中的真应力㊁应变速率㊁真应变可通过入射信号㊁透射信号计算得出㊂表２㊀样品的动态加载条件样品序号加载速度／（ｍ㊃ｓ－１）应变速率／ｓ－１真应变冲击能／（Ｊ㊃ｍ－３）１＃１２．５９４０００．０２２４６３０２＃１６．２６８３００．０５２１１０６０３＃１７．８８１１０００．０７４１４７６０４＃１９．１０１４０００．１０８１９０３０５＃１７．５０１３０００．１０８６＃１９．１０１６０００．１０８将动态变形后的试样沿轴向切割，用金相砂纸打磨㊁抛光样品表面后，采用５ｍＬＨＦ＋１０ｍＬＨＮＯ３＋８５ｍＬＨ２Ｏ溶液进行侵蚀，随后在ＰＯＬＹＶＡＲ⁃ＭＥＴ光学显微镜（Ｉｎｓｐｉｒａｔｅｃｈ２０００Ｌｔｄ，英国）下观察显微组织㊂用金相砂纸打磨样品后，采用５ｍＬＨＣｌＯ３＋９５ｍＬＣ２Ｈ５Ｏ溶液对样品进行电解抛光，随后在ＥＶＯＭＡ１０扫描电子显微镜（ＺＥＩＳＳ，德国）上观察，工作电压为２０ｋＶ㊂ＥＢＳＤ的数据采用ＯｒｉｅｎｔａｔｉｏｎＩｍａｇｉｎｇＭｃｒｏｓｃｏｐｙＴＳＬ软件（ＥＤＡＸＩｎｃ，美国）进行分析㊂沿动载方向将试样切成０．３ｍｍ厚的薄片，用５０ｍＬＨＣｌＯ３＋３５０ｍＬＣ４Ｈ１０Ｏ＋６００ｍＬＣＨ４Ｏ溶液对切片进行电解双喷，然后在ＴＥＣＮＡＩＧ２２０ＳＴ透射电子显微镜（ＦＥＩ，荷兰）上观察，工作电压为２００ｋＶ㊂２㊀实验结果２．１㊀β钛合金的动态响应图２描述了Ｔｉ⁃５Ａｌ⁃５Ｍｏ⁃５Ｖ⁃１Ｃｒ⁃１Ｆｅβ钛合金动态变形过程中的动态力学响应㊂５＃和６＃样品由于在动态试验过程中增加了止动环而无法给出其真应力⁃应变曲线㊂由图２可知，β钛合金的冲击能随着应变速率增加而逐渐增加；β钛合金的屈服强度随应变速率和冲击能增加而增加，当应变速率为１６００ｓ－１时，屈服强度可达１２５０ＭＰａ㊂２．２㊀β钛合金动态加载后的微观组织图３㊁图４分别为不同动态冲击能㊁不同应变速率下的Ｔｉ⁃５Ａｌ⁃５Ｍｏ⁃５Ｖ⁃１Ｃｒ⁃１Ｆｅβ钛合金的光学显微照片㊂由图３可以看出，在原始的β晶粒中出现了大量的平行或交错的针状组织，并且针状组织含量随着冲击能量增加而增加㊂图４中３个样品的真实应变值是相同的，但应变速率不同，可以看出，针状组织的含量随应变速率提高而增加㊂０２１矿㊀冶㊀工㊀程第４１卷CA(18001500120090060030000.030.000.060.090.120.15C A 4 M P aA(;5 s -1201612840*06 (k J · m -3)*06 (kJ · m -3)120011601120108010401000481216209-8, M P aA(;5 s -113001250120011501100105013001400150016009-8, M P a——1#@8—— 2#@8—— 3#@8——4#@8(a)(c)(d)图２㊀Ｔｉ⁃５Ａｌ⁃５Ｍｏ⁃５Ｖ⁃１Ｃｒ⁃１Ｆｅβ钛合金的动态响应（ａ）真应力⁃应变曲线；（ｂ）冲击能⁃应变速率曲线；（ｃ）屈服强度⁃冲击能曲线；（ｄ）屈服强度⁃应变速率曲线图３㊀Ｔｉ⁃５Ａｌ⁃５Ｍｏ⁃５Ｖ⁃１Ｃｒ⁃１Ｆｅβ钛合金在不同冲击能条件下的光学显微图片（ａ）１＃样品；（ｂ）２＃样品；（ｃ）３＃样品；（ｄ）４＃样品图４㊀Ｔｉ⁃５Ａｌ⁃５Ｍｏ⁃５Ｖ⁃１Ｃｒ⁃１Ｆｅβ钛合金在不同应变速率条件下的光学显微图片（ａ）５＃样品；（ｂ）４＃样品；（ｃ）６＃样品㊀㊀图５为Ｔｉ⁃５Ａｌ⁃５Ｍｏ⁃５Ｖ⁃１Ｃｒ⁃１Ｆｅβ钛合金动态加载后的微观组织㊂从图５（ａ）可以看到，平行的板条状马氏体从晶界处开始向晶粒内部生长，将原始粗大的β晶粒进行分割，实现晶粒细化㊂图５（ｂ）和（ｃ）中白色区域代表β相，黑色区域代表由动态载荷产生的马氏体相，显然，在１６００ｓ－１的应变速率下形成的马氏体比在１１００ｓ－１的应变速率下形成的马氏体更多，这与图３和图４中观察到的结果相同㊂图６为变形前后β钛合金原始组织的明场电子显微照片和衍射斑点㊂β钛合金原始组织为ＢＣＣ立方结构㊂β钛合金动态变形后β晶粒中产生宽度约０．３μｍ的平行板条马氏体，马氏体的面积分数随着应变速率提高而增加㊂１２１第１期钟艳梅等：动态加载时β钛合金马氏体相变研究图５㊀Ｔｉ⁃５Ａｌ⁃５Ｍｏ⁃５Ｖ⁃１Ｃｒ⁃１Ｆｅβ钛合金变形后样品的ＥＢＳＤ分析（ａ）１６００ｓ－１下变形样品ＩＰＦ图；（ｂ）１１００ｓ－１下变形样品相分布图；（ｃ）１６００ｓ－１下变形样品相分布图图６㊀Ｔｉ⁃５Ａｌ⁃５Ｍｏ⁃５Ｖ⁃１Ｃｒ⁃１Ｆｅβ钛合金变形前后的明场电子显微照片和衍射斑点（ａ）变形前；（ｂ）变形后３㊀讨㊀㊀论以上实验结果表明，动态变形后的Ｔｉ⁃５Ａｌ⁃５Ｍｏ⁃５Ｖ⁃１Ｃｒ⁃１Ｆｅβ钛合金中会出现大量平行的板条状马氏体㊂对图３和图４的金相照片进行数字化处理，统计给定面积内的马氏体相的占比，得到冲击能㊁应变速率与马氏体含量关系曲线见图７㊂由图７可以看出，马氏体含量随着冲击能和应变速率增加而增加㊂图８显示出了马氏体含量对Ｔｉ⁃５Ａｌ⁃５Ｍｏ⁃５Ｖ⁃１Ｃｒ⁃１Ｆｅβ钛合金的动态屈服强度的影响㊂由图８可知，随着应变速率增加，马氏体含量增加，从而提高了β钛合金强度㊂因此，在动态冲击下，应变速率对Ｔｉ⁃５Ａｌ⁃５Ｍｏ⁃５Ｖ⁃１Ｃｒ⁃１Ｆｅβ钛合金的马氏体相变起重要作用㊂*06 kJ3027242118151240801201602005;</4A(;5 s-1504030201013001400150016005;</4(b)(a)图７㊀马氏体含量与应变速率和冲击能量的关系（ａ）马氏体含量⁃冲击能曲线；（ｂ）马氏体含量⁃应变速率曲线5;</41300125012001150110010501000151020253540304550 9-8,MPa图８㊀马氏体含量对β钛合金屈服强度的影响文献［１１］指出应变速率对马氏体相变的影响是非单调的，而是２个因素的结合：热效应和正效应，可以表示如下：ｄｆβｄε＝－Ｋ（Ｔ，̇ε）ｆβεα（１）Ｋ（Ｔ，̇ε）＝ｓ（̇ε）ｔ（Ｔ，̇ε）（２）式中εα和̇ε分别为真实应变和应变速率；α和Ｔ分别为材料常数和绝对温度；ｆβ为瞬时保留的基体的体积分数；ｓ（̇ε）和ｔ（Ｔ，̇ε）分别为应变速率对马氏体相变的正效应和热效应㊂钛合金的导热系数很小，几乎所２２１矿㊀冶㊀工㊀程第４１卷有的热效应都是由试样中存储的冲击能引起的㊂当应变速率的增加使系统达到绝热状态时，热效应几乎保持恒定，由应变速率引起的温度升高几乎不会增加，即ｔ（Ｔ，̇ε）不再增加㊂与此同时，根据公式（３）［１２］可知，应变速率增加会使Ｚｅｎｅｒ⁃Ｈｏｌｌｏｍｏｎ参数也增加，马氏体相变吉布斯自由能不断减小，马氏体形核点数量增加，从而促进马氏体的产生㊂这是应变速率引起的正效应起作用㊂因此，在高应变速率变形过程中，应变速率引起的正效应在马氏体相变中起主导作用，马氏体含量随应变速率增加而增加㊂Ｚ＝̇ε㊃ｅｘｐＱＲＴæèçöø÷（３）式中Ｑ为热激活能；Ｒ为气体常数；Ｔ为绝对温度㊂Ａｋｓａｋａｌ［１３］和Ｄａｖｉｅｓ［１４］等人在双相钢的研究中，发现马氏体的体积分数是控制双相钢强度和延性的主要因素㊂这主要是由于：①马氏体相本身是高强度相；②马氏体的产生对位错滑移有钉扎作用，从而提高了屈服强度㊂所以在动态变形过程中，随着马氏体含量增加，钛合金屈服强度会随之增加㊂４㊀结㊀㊀论１）Ｔｉ⁃５Ａｌ⁃５Ｍｏ⁃５Ｖ⁃１Ｃｒ⁃１Ｆｅβ钛合金的屈服强度随应变速率和冲击能增加而增加，应变速率为１６００ｓ－１时β钛合金屈服强度可达到１２５０ＭＰａ㊂２）Ｔｉ⁃５Ａｌ⁃５Ｍｏ⁃５Ｖ⁃１Ｃｒ⁃１Ｆｅβ钛合金在动态冲击下发生马氏体相变，冲击诱发的马氏体面积分数随应变速率和冲击能增加而增加㊂３）在高应变速率变形过程中，应变速率引起的正效应在马氏体相变中起主导作用，应变速率增加会使Ｚｅｎｅｒ⁃Ｈｏｌｌｏｍｏｎ参数增加，马氏体相变吉布斯自由能不断减小，马氏体形核点数量增加，从而促进马氏体的产生㊂参考文献：［１］㊀刘岚逸，汪冰峰，张晓泳，等．ＴＣ１８钛合金中剪切局域化及其微观结构研究［Ｊ］．矿冶工程，２０１８，３８（４）：１４９－１５１．［２］㊀彭柳锋，段柏华，林高用，等．２Ａ１２铝合金锻件成形的有限元模拟［Ｊ］．矿冶工程，２０１７，３７（５）：９９－１０４．［３］㊀ＳａｄｅｇｈｐｏｕｒＳ，ＡｂｂａｓｉＳＭ，ＭｏｒａｋａｂａｔｉＭ，ｅｔａｌ．Ｃｏｒｒｅｌａｔｉｏｎｂｅｔｗｅｅｎａｌｐｈａｐｈａｓｅｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙａｎｄｔｅｎｓｉｌｅｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆａｎｅｗｂｅｔａｔｉｔａｎｉｕｍａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓａｎｄＤｅｓｉｇｎ，２０１７，１２１（５）：２４－３５．［４］㊀ＳＨＥＮＣ，ＷＡＮＧＣ，ＣＨＥＮＨＨ．ｅｔａｌ．Ａｄｖａｎｃｅｄｎａｎｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｄｅ⁃ｑｕｉａｘｅｄＴｉ⁃６Ａｌ⁃４Ｖａｌｌｏｙｓｐｒｅｐａｒｅｄｖｉａａｎｉｓｏｔｈｅｒｍａｌｈｙｄｒｏｇｅｎａｔｉｏｎｐｒｏｃｅｓｓ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ，２０１６，６５７：７９４－８００．［５］㊀ＴＡＮＧＢｏ，ＴＡＮＧＢｉｎ，ＨＡＮＦｅｎｇｂｏ，ｅｔａｌ．ＩｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆｓｔｒａｉｎｒａｔｅｏｎｓｔｒｅｓｓｉｎｄｕｃｅｄｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎβｓｏｌｕｔｉｏｎｔｒｅａｔｅｄＴＢ８ａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ，２０１３，５６５：１－５．［６］㊀ＳａｄｅｇｈｐｏｕｒＳ，ＡｂｂａｓｉＳ，ＭｏｒａｋａｂａｔｉＭ，ｅｔａｌ．Ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ⁃ｉｎｄｕｃｅｄｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎａｎｅｗｍｅｔａｓｔａｂｌｅβｔｉｔａｎｉｕｍａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ，２０１５，６５０：２２－２９．［７］㊀ＬＵＯＸ，ＬＩＵＬＨ，ＹＡＮＧＣ，ｅｔａｌ．Ｏｖｅｒｃｏｍｉｎｇｔｈｅｓｔｒｅｎｇｔｈ⁃ｄｕｃｔｉｌｉｔｙｔｒａｄｅ⁃ｏｆｆｂｙｔａｉｌｏｒｉｎｇｇｒａｉｎ⁃ｂｏｕｎｄａｒｙｍｅｔａｓｔａｂｌｅＳｉ⁃ｃｏｎｔａｉｎｉｎｇｐｈａｓｅｉｎβ⁃ｔｙｐｅｔｉｔａｎｉｕｍａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅ＆Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ．２０２１，６８：１１２－１２３．［８］㊀ＷＡＮＧＪ，ＺＨＡＯＹＱ，ＺＨＯＵＷ，ｅｔａｌ．Ｉｎ⁃ｓｉｔｕｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎｏｎｔｅｎ⁃ｓｉｌｅｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎａｎｄｆｒａｃｔｕｒｅｂｅｈａｖｉｏｒｓｏｆａｎｅｗｍｅｔａｓｔａｂｌｅβｔｉｔａｎｉｕｍａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ：Ａ，２０２１，７９９：１４０－１８７．［９］㊀ＸＩＡＯＪ，ＮＩＥＺ，ＴＡＮＣ，ｅｔａｌ．Ｔｈｅｄｙｎａｍｉｃｒｅｓｐｏｎｓｅｏｆｔｈｅｍｅｔａｓｔａ⁃ｂｌｅβｔｉｔａｎｉｕｍａｌｌｏｙＴｉ⁃２Ａｌ⁃９．２Ｍｏ⁃２Ｆｅａｔａｍｂｉｅｎｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ：Ａ，２０１９，７５１：１９１－２００．［１０］㊀ＲａｌｐｈＢ．Ｔｉｔａｎｉｕｍａｌｌｏｙｓ：ａｎａｔｌａｓｏｆｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓａｎｄｆｒａｃｔｕｒｅｆｅａｔｕｒｅｓ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＣｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ，２００８，５９（３）：３４８．［１１］㊀ＺＯＵＤＱ，ＬＩＳＨ，ＨＥＪ，ｅｔａｌ．ＴｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｎｄＳｔｒａｉｎｒａｔｅｄｅ⁃ｐｅｎｄｅｎｔＤｅｆｏｒｍａｔｉｏｎＩｎｄｕｃｅｄＭａｒｔｅｎｓｉｔｉｃＴｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎａｎｄＦｌｏｗＢｅｈａｖｉｏｒｏｆＱｕｅｎｃｈｉｎｇａｎｄＰａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇＳｔｅｅｌｓ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ：Ａ，２０１６，６８０（５）：５４－６３．［１２］㊀ＺｅｎｅｒＣ，ＨｏｌｌｏｍｏｎＪＨ．Ｅｆｆｅｃｔｏｆｓｔｒａｉｎｒａｔｅｕｐｏｎｐｌａｓｔｉｃｆｌｏｗｏｆｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｐｐｌｉｅｄＰｈｙｓｉｃｓ，１９４４，１５（１）：２２－３２．［１３］㊀ＡｋｓａｋａｌＢ，ＫａｒａｃａＦ，ＡｒｉｋａｎＲ，ｅｔａｌ．Ｅｆｆｅｃｔｏｆｍａｒｔｅｎｓｉｔｅｖｏｌｕｍｅｆｒａｃｔｉｏｎｏｎｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｄｕａｌ⁃ｐｈａｓｅｔｒｅａｔｅｄＡＩＳＩ４０１２ｓｈｅｅｔｓｔｅｅｌｓ［Ｊ］．ＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＲｅｓｅａｒｃｈ，２０１０，１０１（５）：６８４－６９１．［１４］㊀ＤａｖｉｅｓＲＧ．Ｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆｍａｒｔｅｎｓｉｔｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎａｎｄｃｏｎｔｅｎｔｏｎｔｈｅｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｄｕａｌｐｈａｓｅｓｔｅｅｌｓ［Ｊ］．ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓＡ，１９７８，９（５）：６７１－６７９．引用本文：钟艳梅，汪冰峰，丁㊀旭，等．动态加载时β钛合金马氏体相变研究［Ｊ］．矿冶工程，２０２１，４１（１）：１１９－１２３．３２１第１期钟艳梅等：动态加载时β钛合金马氏体相变研究。

西北工业大学硕士学位论文Ti-B19钛合金时效过程中的相变研究姓名：罗媛媛申请学位级别：硕士专业：材料加工工程指导教师：曾卫东20060301第一章绪论次对称关系。

这样各个柱面的指数分别为（１０ｉｏ），（０１ｉＯ），（ｉｌＯＯ），（ｉＯｌＯ），（０１１０）和（１１００），都是由１，ｌ，０，０四个数字依不同排列组成。

常用（ｈｋｉ１）代表，叫做密勒～布喇菲指数。

四指数中，有ｈ十ｋ＝ｉ的关系（图１＿３）。

图１－２ａ－Ｔｉ和§－Ｔｉ晶体结构圈六方晶体结构的侧面和基面各有三个滑移系。

但是，只有四个独立的滑移系。

在棱锥面上的滑移是由一个侧面和一个基面组成，不能看作是一个独立的滑移系，并不增加滑移系的数目。

因此，多晶的六方伐．Ｔｉ是很难变形的。

其有的塑性是次滑移系的开动和可能的机械孪晶造成的。

０Ｌ．Ｔｉ中的三个滑移系，如图１—３所示。

Ｃ图１－３（ｂｅｅ）ａ．ｎ原予的滑移系图体心立方的Ｂ－Ｔｉ晶胞内有两个原子，分别位于坐标（０，０，０）７西北工业大学工学硕士学位论文点上，其晶格常数ａ为０．３３０６ｎｍ。

ｂｍ。

／ａ（最小的滑移组成）＝１／２√３。

ｏ．８７。

在立方体系中，同样用密勒（Ｍｉｌｌｅｒ）指数来表示。

用晶向指数和晶面指数来分别表示不同的晶向和晶面。

体心立方配位数为８，立方点阵具有６个ｆ１１０｝平面为滑移面，其中每个平面又有２个《１１１）方向为滑移方向，所以共有１２个独立的滑移系。

由于纯钛有同素异构转变，所以钛合金～‘般都有这一转变，只是转变温度随合金元素种类和含量的不同而不同。

钛合金中的同素异构转变温度对合金成分极为敏感。

同一合金，由于炉次不同，甚至同一炉次的合会，由于成分上的波动（包括所含氧、氮等杂质元素的差异），其Ｂ转变温度可能相差５～７０。

Ｃ，ｒ一般相差４０℃左右。

在制定钛合金热加工工艺时，必须考虑这一一特点。

图１．４根据Ｂｕｒｇｅｒｓ位向关系的Ｂ／ｎ转变示意图具有同素异构转变的合金往往可以利用其同素异构转变使晶粒细化。