陳 威, 孫巧艷, 肖 林, 佘文博, 孫 軍, 葛 鵬

(1. 西安交通大學(xué) 金屬材料強(qiáng)度國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710049; 2. 西北有色金屬研究院，西安 710016)

應(yīng)變速率對(duì)β固溶Ti-10V-2Fe-3Al合金應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變的影響

陳 威1, 孫巧艷1, 肖 林1, 佘文博1, 孫 軍1, 葛 鵬2

(1. 西安交通大學(xué) 金屬材料強(qiáng)度國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710049; 2. 西北有色金屬研究院，西安 710016)

研究應(yīng)變速率對(duì)β固溶處理的Ti-10V-2Fe-3Al合金應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變的影響。結(jié)果表明，隨著應(yīng)變速率由5×10?4s?1增加到1 500 s?1，合金都發(fā)生應(yīng)力誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變，且誘發(fā)應(yīng)力隨著應(yīng)變速率的增加而增加。金相形貌及XRD分析顯示，在所有的應(yīng)變率下，合金拉伸后的微觀組織均由針片狀α″相和β基體相組成。應(yīng)用熱激活界面運(yùn)動(dòng)模型及拉伸過(guò)程的溫度升高解釋了隨著應(yīng)變速率的增加，誘發(fā)應(yīng)力增加的現(xiàn)象。

Ti-10V-2Fe-3Al；應(yīng)力誘發(fā)馬氏體；誘發(fā)應(yīng)力；應(yīng)變速率

Ti-10V-2Fe-3Al(Ti1023)合金是20世紀(jì)70年代美國(guó)TIMET公司開(kāi)發(fā)的一種近β鈦合金。固溶水冷后由于較高的鉬當(dāng)量使得合金中高溫β相在室溫下得以保留。另一方面，這種保留的β相又處于亞穩(wěn)定狀態(tài)，在外加應(yīng)力的作用下，當(dāng)其達(dá)到一定值時(shí)將發(fā)生應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變，即β→α″[1?7]。通常，應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變開(kāi)始和相變發(fā)生的難易程度可用誘發(fā)應(yīng)力來(lái)衡量[1]。DUERIG 等[1]將工程應(yīng)力應(yīng)變曲線上彈性階段的切線與應(yīng)變平臺(tái)階段的切線的交點(diǎn)所對(duì)應(yīng)的應(yīng)力值定義為誘發(fā)應(yīng)力。研究發(fā)現(xiàn)，Ti1023合金應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變誘發(fā)應(yīng)力受多種因素影響。一些學(xué)者對(duì)這些因素進(jìn)行了研究，歸納起來(lái)包括以下幾個(gè)方面：1) 合金元素含量[4?5]；2) 晶粒尺寸[6?7]；3) 實(shí)驗(yàn)溫度[1]。

應(yīng)變速率對(duì)應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變的誘發(fā)應(yīng)力的影響在一些合金中已經(jīng)進(jìn)行了大量的研究[8?12]。NASSER等[9]發(fā)現(xiàn)，在Ni-Ti-Cr合金中，隨著應(yīng)變速率的增加，合金應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變的誘發(fā)應(yīng)力也增加，當(dāng)應(yīng)變速率超過(guò)臨界值時(shí)，相變誘發(fā)應(yīng)力大于母相位錯(cuò)滑移所需應(yīng)力，從而母相只發(fā)生位錯(cuò)滑移。ADHARAPURAPU等[12]對(duì)NiTi合金研究發(fā)現(xiàn)，不論是拉伸還是壓縮，相變誘發(fā)應(yīng)力也是隨著應(yīng)變速率的增加而增加。然而，有關(guān)應(yīng)變速率對(duì)Ti1023合金應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變的誘發(fā)應(yīng)力的影響的研究尚未見(jiàn)報(bào)道。因此，本文作者研究應(yīng)變速率對(duì)Ti1023合金應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變誘發(fā)應(yīng)力的影響，以期揭示該合金的性能并為挖掘其應(yīng)用潛力提供實(shí)驗(yàn)依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料是西北有色金屬研究院提供的直徑為d14 mm的Ti1023合金棒料，其主要成分為T(mén)i-10.2V-1.79Fe-3.2Al。用金相法測(cè)得合金的相變點(diǎn)為(805±5) ℃。拉伸試樣沿圓棒長(zhǎng)度方向切取,準(zhǔn)靜態(tài)拉伸試樣標(biāo)距部分尺寸為d6 mm×30 mm，動(dòng)態(tài)拉伸試樣標(biāo)距部分尺寸為d3 mm×6 mm。為了防止表面氧化,將拉伸試樣放入石英玻璃管中在830 ℃加熱保溫1h后水冷。用金相砂紙輕輕打磨掉試樣表面的氧化層。需要強(qiáng)調(diào)的是，為了避免在試樣的加工過(guò)程中由于加工應(yīng)力誘發(fā)馬氏體影響研究，需要先加工試樣后進(jìn)行固溶處理[1,6?7]。

靜態(tài)拉伸實(shí)驗(yàn)在Instron實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。實(shí)驗(yàn)溫度為室溫，應(yīng)變速率分別為5×10?4、5×10?3和3×10?2s?1，試樣拉伸直到拉斷。動(dòng)態(tài)拉伸實(shí)驗(yàn)在Hopkinson氣動(dòng)式?jīng)_擊拉桿實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，實(shí)驗(yàn)溫度為室溫，應(yīng)變速率分別為700和1 500 s?1。沖擊拉桿實(shí)驗(yàn)機(jī)原理如圖1所示。彈丸在高壓空氣炮的驅(qū)動(dòng)下高速撞擊左端擋塊，使和它相連的金屬短桿脫開(kāi)產(chǎn)生一維應(yīng)力波，通過(guò)與其相連的入射桿傳遞到試樣，應(yīng)力波在試樣中一部分返回入射桿，另一部分通過(guò)試樣傳入透射桿。貼在入射桿及透射桿上的應(yīng)變片隨之記錄入射波、反射波及透射波并經(jīng)過(guò)超動(dòng)態(tài)應(yīng)變儀放大，由瞬態(tài)波形存儲(chǔ)器存儲(chǔ)和記錄，最后由接口傳入計(jì)算機(jī)處理[8]。用帶數(shù)碼成像系統(tǒng)的金相顯微鏡對(duì)實(shí)驗(yàn)前后的金相樣品進(jìn)行觀察。樣品的物相分析在Rigaku D/MAX-RB衍射儀上進(jìn)行，使用Cu Kα射線，加速電壓40 kV，電流100 mA。

圖1 Hopkinson氣動(dòng)式?jīng)_擊拉桿實(shí)驗(yàn)機(jī)原理示意圖Fig.1 Schematic diagram of Hopkinson tensile impact apparatus: 1—Block; 2—Short metal bar; 3—Hammer; 4—Incident bar; 5—Strain gauges; 6—Tensile specimen; 7—Transmitted bar

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 固溶處理后的組織形貌及相組成

圖2所示為T(mén)i1023經(jīng)過(guò)830 ℃加熱保溫1 h后水冷的金相組織形貌及相應(yīng)的XRD譜。由圖2可以看出，固溶處理后組織由單一的等軸β相組成，晶粒尺寸約150 μm。另外，從金相照片上還可以看出組織中存在一些點(diǎn)狀?yuàn)A雜物，能譜分析表明這些夾雜物是包含S、P、Si和Ti等元素的化合物。同時(shí)，通過(guò)XRD譜可以看出，固溶處理后組織存在輕微的織構(gòu)，這可能是合金在熱加工過(guò)程中產(chǎn)生的。但是，這些情況都無(wú)礙于本實(shí)驗(yàn)的研究。

圖2 Ti1023合金在830℃固溶1h水冷后的金相組織及相應(yīng)的XRD譜Fig.2 Optical micrograph of Ti-1023 alloy after solution treated at 830 ℃ for 1 h and quenched in water (a) and corresponding XRD pattern (b)

2.2 拉伸后合金的力學(xué)性能

圖 3所示為合金動(dòng)態(tài)拉伸時(shí)應(yīng)變速率分別為700和1 500 s?1時(shí)入射波，反射波和透射波波形圖。根據(jù)一維應(yīng)力波理論，可計(jì)算出拉伸的應(yīng)變速率，應(yīng)變及應(yīng)力[8]：

式中：LS和AS分別為試樣的長(zhǎng)度及橫截面積；E、C0和A0為彈性桿的彈性模量，應(yīng)力波速及橫截面積；εR(t)和εT(t)分別為反射應(yīng)變—時(shí)間變化及透射應(yīng)變時(shí)間變化。

圖3 不同應(yīng)變速率時(shí)入射波、反射波和透射波波形圖Fig.3 Incident, reflected and transmitted pulse at different strain rates: (a) 700 s?1; (b) 1 500 s?1

圖4 Ti1023合金不同應(yīng)變速率下拉伸的工程應(yīng)力—應(yīng)變曲線Fig.4 Engineering stress—strain curves for Ti-1023 alloy at different strain rates: (a) 5×10?4s?1; (b) 3×10?2s?1; (b) 700 s?1; (b) 1 500 s?1

圖5 Ti1023合金誘發(fā)應(yīng)力隨應(yīng)變速率變化曲線Fig.5 Variation of trigger stress with strain rate in Ti1023 alloy

圖4 所示為T(mén)i1023合金不同應(yīng)變速率下準(zhǔn)靜態(tài)及動(dòng)態(tài)拉伸時(shí)的工程應(yīng)力—應(yīng)變曲線。根據(jù)文獻(xiàn)[7]和[13]，這些工程應(yīng)力—應(yīng)變曲線可以分為4個(gè)階段: 1)母相β相發(fā)生彈性變形；2) 母相β相向馬氏體α″相發(fā)生轉(zhuǎn)變，但是母相此時(shí)仍處于彈性階段；3) 殘余β相與α″相一起發(fā)生彈性變形；4) 殘余β相與α″相一起發(fā)生塑性變形。按照DUERIG等人計(jì)算誘發(fā)應(yīng)力的程序算出應(yīng)力誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變的誘發(fā)應(yīng)力[1]。可以看出，隨著應(yīng)變速率的增加，誘發(fā)應(yīng)力增加(見(jiàn)圖5)，但是，靜態(tài)拉伸時(shí)，誘發(fā)應(yīng)力增加緩慢，動(dòng)態(tài)拉伸時(shí)，誘發(fā)應(yīng)力增加較快，當(dāng)應(yīng)變速率從5×10?4s?1增加到1 500 s?1時(shí)，誘發(fā)應(yīng)力從401 MPa增加到856 MPa，增加了1倍多。此外，對(duì)比準(zhǔn)靜態(tài)和動(dòng)態(tài)拉伸曲線可以看出，準(zhǔn)靜態(tài)拉伸曲線的4個(gè)階段比動(dòng)態(tài)拉伸曲線的明顯。

2.3 拉伸后的組織形貌及相組成

圖6所示為T(mén)i1023合金在不同應(yīng)變速率下拉伸后的金相顯微形貌及相應(yīng)的XRD譜。從圖6中可以看出，不管是在準(zhǔn)靜態(tài)還是動(dòng)態(tài)拉伸時(shí)，在原始晶粒內(nèi)都產(chǎn)生針片狀的α″相，二者的光學(xué)形貌沒(méi)有太大區(qū)別。XRD譜表明，絕大多數(shù)β相通過(guò)應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變轉(zhuǎn)化為α″相，組織由殘余的β相和馬氏體α″相組成，這種相組成并不隨應(yīng)變速率的改變而改變。

圖6 Ti1023合金不同應(yīng)變速率拉伸后的金相形貌及相應(yīng)的XRD譜Fig.6 Optical microstructures and corresponding XRD patterns of Ti1023 alloy after tensile tested at different strain rates: (a), (c) 5×10?4s?1; (b), (d) 1 500 s?1

3 討論

β固溶處理的Ti1023合金在不同應(yīng)變速率下的拉伸結(jié)果顯示，合金在應(yīng)變速率5×10?4~1 500 s?1之間拉伸后都發(fā)生了應(yīng)力誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變，且隨著應(yīng)變速率的增加，應(yīng)力誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變的誘發(fā)應(yīng)力單調(diào)增加。此外還可以看出，動(dòng)態(tài)拉伸后馬氏體相變誘發(fā)應(yīng)力較準(zhǔn)靜態(tài)拉伸有大幅度的增加。母相β與馬氏體α″之間的界面具有的界面能及存在于界面附近的彈性應(yīng)變能是馬氏體形核的主要障礙。OLSON和COHEN等[14?15]認(rèn)為在馬氏體的形核和長(zhǎng)大過(guò)程中，在母相和馬氏體相界面存在兩類(lèi)位錯(cuò)，一類(lèi)是協(xié)調(diào)晶格變形的共格位錯(cuò)，另一類(lèi)是降低彈性畸變能的錯(cuò)配位錯(cuò)。因而，在馬氏體的形核和長(zhǎng)大過(guò)程中，馬氏體的界面運(yùn)動(dòng)顯得十分重要。根據(jù)界面結(jié)構(gòu)的位錯(cuò)模型，馬氏體界面運(yùn)動(dòng)被認(rèn)為是滑移位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)。應(yīng)變速率對(duì)界面運(yùn)動(dòng)的影響類(lèi)似于應(yīng)變速率對(duì)位錯(cuò)滑移的影響[8?11]。

材料的變形由熱激活和非熱激活變形兩部分組成，應(yīng)變速率敏感性的高低主要取決于材料在變形過(guò)程中的熱激活和非熱激活分量的相對(duì)高低。當(dāng)非熱激活分量占主導(dǎo)時(shí)，應(yīng)變速率敏感性就低，反之，應(yīng)變速率敏感性就高。通常，用熱激活體積來(lái)描述材料的熱激活分量[16]：

式中:V?表示熱激活體積，m表示Taylor因子，k表示玻爾茲曼常數(shù)，T表示絕對(duì)溫度，ε˙表示應(yīng)變速率，δ表示應(yīng)力。

GRUJICIC 等[17]研究了熱彈性Cu-Al-Ni合金的界面運(yùn)動(dòng)動(dòng)力學(xué)，提出熱激活界面運(yùn)動(dòng)模型來(lái)考察馬氏體界面運(yùn)動(dòng)。據(jù)此，NASSER等[9]應(yīng)用熱激活界面運(yùn)動(dòng)模型解釋了Ni-Ti-Cr形狀記憶合金拉伸時(shí)表現(xiàn)出來(lái)的應(yīng)力誘發(fā)馬氏體誘發(fā)應(yīng)力對(duì)應(yīng)變速率的敏感性。對(duì)于本實(shí)驗(yàn)中的Ti1023合金，在準(zhǔn)靜態(tài)下拉伸時(shí)，由于應(yīng)變速率低，應(yīng)力—應(yīng)變曲線顯示了清晰的應(yīng)力平臺(tái)，即母相β相向馬氏體α″相發(fā)生轉(zhuǎn)變階段。但在動(dòng)態(tài)拉伸時(shí)，應(yīng)力平臺(tái)逐漸減小。應(yīng)力誘發(fā)馬氏體的誘發(fā)應(yīng)力也表現(xiàn)出了很高的應(yīng)變速率敏感性，這也可以應(yīng)用熱激活馬氏體相界面運(yùn)動(dòng)模型給予解釋。另一方面，應(yīng)力誘發(fā)馬氏體是一個(gè)放熱過(guò)程，在高應(yīng)變速率下，產(chǎn)生的熱沒(méi)有足夠的時(shí)間向外界傳導(dǎo)，從而使得試樣的溫度升高。這將會(huì)增加母相β的穩(wěn)定性，使得應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變過(guò)程中化學(xué)驅(qū)動(dòng)力減小，從而在馬氏體相變的過(guò)程中需要更大的機(jī)械功(誘發(fā)應(yīng)力)，如圖7所示。

母相β相除了會(huì)發(fā)生應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變外，還可以發(fā)生其他方式的變形如位錯(cuò)滑移、孿生。它們之間相互競(jìng)爭(zhēng)。隨著應(yīng)變速率的增加，以上結(jié)果表明應(yīng)力誘發(fā)馬氏體的誘發(fā)應(yīng)力也隨之增加。結(jié)合圖4和5可以預(yù)想，當(dāng)應(yīng)變速率超過(guò)某一臨界速率后，此時(shí)應(yīng)力誘發(fā)馬氏體的誘發(fā)應(yīng)力大于其它變形方式所需的臨界應(yīng)力，則應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變將受到抑制。NASSER等[9]在Ni-Ti-Cr形狀記憶合金中便觀察到了這種現(xiàn)象。但是，由于實(shí)驗(yàn)設(shè)備和試樣尺寸對(duì)應(yīng)變速率的限制，這種現(xiàn)象沒(méi)有在本實(shí)驗(yàn)中得以觀察。

圖7 溫度升高對(duì)Ti1023合金應(yīng)力誘發(fā)馬氏體所需機(jī)械功U(誘發(fā)應(yīng)力)的影響示意圖Fig.7 Schematic diagram of influence of increasing temperature on mechanical work U (trigger stress) necessary for stress induced martensitic transformation (Where, ?Gdenotes chemical free energy changes.Ms,TroomandT1are the temperature of martensitic transformation spontaneously, room temperature and increasing temperature, respectively.T1>Troom>Ms)

4 結(jié)論

1)β固溶處理的Ti1023合金在不同應(yīng)變速率下拉伸時(shí)均發(fā)生了應(yīng)力誘發(fā)馬氏體行為，且隨著應(yīng)變速率的增加誘發(fā)應(yīng)力也隨之增加。動(dòng)態(tài)拉伸較準(zhǔn)靜態(tài)拉伸時(shí)誘發(fā)應(yīng)力增加更快。

2) 金相形貌及XRD分析顯示合金拉伸后都是在β基體中產(chǎn)生針片狀α″相。

3) 通過(guò)熱激活界面運(yùn)動(dòng)模型及拉伸過(guò)程的溫度升高解釋了隨著應(yīng)變速率的增加應(yīng)力誘發(fā)馬氏體誘發(fā)應(yīng)力增加的現(xiàn)象。

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(編輯 何學(xué)鋒)

Influence of strain rate on stress induced martensitic transformation in β solution treated Ti-10V-2Fe-3Al alloy

CHEN Wei1, SUN Qiao-yan1, XIAO Lin1, SHE Wen-bo1, SUN Jun1, GE Peng2
(1. State Key Laboratory for Mechanical Behavior of Materials, Xi’an Jiaotong University, Xi’an 710049, China; 2. Northwest Institute for Nonferrous Metal Research, Xi’an 710016, China)

The influence of strain rate on the stress induced martensitic transformation inβsolution treated Ti-10V-2Fe-3Al alloy was investigated. The results show that the stress induced martensitic transformation takes place inβsolution treated Ti-10V-2Fe-3Al alloy with the strain rate increasing from 5×10?4s?1to 1 500 s?1, and the trigger stress increases with the strain rate increasing. Optical microscopy and XRD pattern analysis show that the microstructures are composed of acicularα″andβmatrix for all tensile specimens at all strain rates. The dependence of the trigger stress on strain rate was explained in terms of the thermally activated interface movation model and generated temperature increment during deformation.

Ti-10V-2Fe-3Al; stress induced martensitic transformation; trigger stress; strain rate

TG 146.2

A

國(guó)家重點(diǎn)基礎(chǔ)研究發(fā)展計(jì)劃資助項(xiàng)目(2007CB613804,2010CB631003); 國(guó)家自然科學(xué)基金重點(diǎn)資助項(xiàng)目(50831004)；國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(50771080，50671077)

2009-10-13；

2010-02-05

孫 軍, 教 授, 博 士; 電話: 029-82667143; E-mail：junsun@mail.xjtu.edu.cn

1004-0609(2010)11-2124-06