钛合金中的马氏体相变

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钛合金相变与表征方法

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电镜类型
类型
光学显微镜 Optical Microscopy
扫描电子显微镜 Scanning Electron Microscopy (SEM) 透射电子显微镜 Transmission Electron Microscopy (TEM) 聚焦离子束 Focused Ion Beam (FIB) 扫描隧道显微镜 Scanning Tunneling Microscopy (STM)
• 根据惯析面可分为334型和344型
斜方马氏体（α’’)
• 晶格结构为斜方结构 • 出现于含有较高β稳定元素的二元
合金中
• 相比α’强度更低，塑性更好
板条马氏体
• 电镜下成板条状 • 亚结构为位错
针状马氏体
• 在合金浓度较高时成针状 • 亚结构为孪晶
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片层组织（魏氏组织）
形成途径 • 在β相区进行热加工或者在β相区退火。
等轴组织
形成途径 • 在α＋β相区热加工时， α相和β发生了再结晶，获得了完全等轴的α＋β
主要特征
• 多角或类似球形的显微组织，个方向具有大致相同的尺寸
性能特性
• 塑性、疲劳强度、抗缺口敏感性和热稳定性好 • 断裂韧性、持久疲劳强度和蠕变前度差一些
等轴组织
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总结
性能拉伸强度拉伸塑性冲击韧性疲劳强度断裂韧性蠕变抗力
1入射电子和原子核碰撞
弹性非弹性
背散射
2入射电子和核外电子碰撞
价电子芯电子
二次电子伴生
特征X射线俄歇电子
高的分辨率，1nm左右很大的景深制样简单
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透射电子显微镜（TEM）源自16X射线衍射17
谢谢观看！ 2020

钛合金中的马氏体相变 ppt

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• 二、其他金属中的马氏体相变
•
20世纪以来，对钢中马氏体相
变的特征累积了较多的知识，又相继发现
在某些纯金属和合金中也具有马氏体相变，
如：Ce、Co、Hf、Hg、La、Li、Ti、Tl、
Pu、V、Zr、和Ag-Cd、Ag-Zn、Au-Cd、Au-
Mn、Cu-Al、Cu-Sn、Cu-Zn、In-Tl、Ti-Ni
数
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• 3.2 钛合金马氏体相变的原理
高纯钛在缓冷退火后，获得多面的α组织，如果自高温快速冷却，将发生马氏体转变，晶界变得不完整且呈锯齿状。钛合金自高温快速冷却时，视合金成分的不同， β相可转变为马氏体（α‘或者α“）、ω相或者过冷β相，在快速冷却过程中，由于从β相转变为α相的过程来不及进行， β相将转变为成分与母相相同、晶体结构不同的过饱和固溶体，即马氏体。
钛合金中的马氏体相变
杨金文 2012730047
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一、马氏体 - 马氏体概念
马氏体最初是在钢（中、高碳钢）中发现的：将钢加热到一定温度（形成奥氏体）后经迅速冷却（淬火），得到的能使钢变硬、增强的一种淬火组织。
最先由德国冶金学家 Adolf Martens(1850-1914)于19世纪 90年代在一种硬矿物中发现。马氏体的三维组织形态通常有片状(plate)或者板条状(lath)，片状马氏体在金相观察中（二维）通常表现为针状（needle-shaped），这也是为什么在一些地方通常描述为针状、竹叶状的原因，板条状马氏体在金相观察中为细长的条状或板状。奥氏体中含碳量≥1%的钢淬火后，马氏体形态为片状马氏体，当奥氏体中含碳量≤0.2%的钢淬火后，马氏体形状基本为板条马氏体。马氏体的晶体结构为体心四方结构（BCT）。中高碳钢中加速冷却通常能够获得这种组织。高的强度和硬度是钢中马氏体的主要特征之一，同时马氏体的脆性也比较高。

钛合金相变知识(整理)

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。

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图1 面心立方的β相( a) 、密排六方的 α‘ ( 或α“) ( b) 及斜方的α“( c) 7
•
α‘有两, 在电镜下呈板条状,
在板状马氏体内部存在高密度位错。合金元
素浓度较高时, α‘呈针状组织, 在针状马
氏体内部存在大量孪晶。 α“则呈更细的针
状组织, 在电镜下可以观察到密集的孪晶结
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• 二、其他金属中的马氏体相变
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20世纪以来，对钢中马氏体相
变的特征累积了较多的知识，又相继发现
在某些纯金属和合金中也具有马氏体相变，
如：Ce、Co、Hf、Hg、La、Li、Ti、Tl、
Pu、V、Zr、和Ag-Cd、Ag-Zn、Au-Cd、Au-
Mn、Cu-Al、Cu-Sn、Cu-Zn、In-Tl、Ti-Ni
构。马氏体转变开始温度Ms 和终止温度Mf取
决于合金的化学成分。一般说来, 合金中的
β稳定元素浓度越高, 则相变过程中晶格重
构的阻力越大, 相变所需的过冷度也越大,
Ms 和Mf 越低。
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从右图图可知：当β 稳定元素的浓度达到临界值C0与C1时，合金
的Ms点和Mf点分别达到室温。
图2 Ms和Mf的关系
钛合金中的马氏体相变
杨金文 2012730047
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一、马氏体 - 马氏体概念
马氏体最初是在钢（中、高碳钢）中发现的：将钢加热到一定温度（形成奥氏体）后经迅速冷却（淬火），得到的能使钢变硬、增强的一种淬火组织。
最先由德国冶金学家 Adolf Martens(1850-1914)于19世纪 90年代在一种硬矿物中发现。马氏体的三维组织形态通常有片状(plate)或者板条状(lath)，片状马氏体在金相观察中（二维）通常表现为针状（needle-shaped），这也是为什么在一些地方通常描述为针状、竹叶状的原因，板条状马氏体在金相观察中为细长的条状或板状。奥氏体中含碳量≥1%的钢淬火后，马氏体形态为片状马氏体，当奥氏体中含碳量≤0.2%的钢淬火后，马氏体形状基本为板条马氏体。马氏体的晶体结构为体心四方结构（BCT）。中高碳钢中加速冷却通常能够获得这种组织。高的强度和硬度是钢中马氏体的主要特征之一，同时马氏体的脆性也比较高。

镍钛合金奥氏体转变马氏体

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。

热处理原理之马氏体转变

热力学第二定律
马氏体转变过程中，存在熵变，熵变与热力学第二定律有关。
马氏体转变的相变驱动力与热力学关系
温度
温度是影响马氏体转变的重要因素之一，温度的升高或降低会影响马氏体的形成和转变。
VS
应力
应力也是影响马氏体转变的因素之一，应力可以促进或抑制马氏体的形成和转变。
马氏体转变过程中的热效应与热力学关系
马氏体转变的种类与形态
板条状马氏体
01
02
03
定义
板条状马氏体是一种具有板条状结构的马氏体，通常在低合金钢和不锈钢中形成。
形态
板条状马氏体由许多平行排列的板条组成，每个板条内部具有单一的马氏体相。
特点
板条状马氏体具有较高的强度和硬度，同时具有良好的韧性。
片状马氏体
定义
片状马氏体是一种具有片状结构的马氏体，通常在高速钢和高温合金中形成。
这种转变主要在钢、钛、锆等金属及其合金中发生，常温下不发生马氏体转变。
马氏体转变的特点
01
马氏体转变具有明显的滞后效应，转变速度与温度和时间有关。
02
转变过程中伴随着体积的收缩或膨胀，并伴随着能量的吸收或释放。
03
马氏体转变过程中晶体结构发生改变，但化学成分基本保持不变。
马氏体转变的应用
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相关文献与进一步阅读建议
主要参考文献列表
01
张玉庭. (2004). 热处理工艺学. 科学出版社.
02
王晓军, 王心悦. (2018). 材料热处理技术原理与应用. 机械工业出版社.
03
周志敏, 纪松. (2019). 热处理实用技术与应用实例. 化学工业出版社.
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动态加载时β钛合金马氏体相变研究

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（４００１６００ｓ－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（４００１６００ｓ－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。

TiB19钛合金时效过程中的相变研究

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。

钛合金相变和表征方法专题培训课件

扫描电子显微镜 Scanning Electron Microscopy (SEM) 透射电子显微镜 Transmission Electron Microscopy (TEM) 聚焦离子束 Focused Ion Beam (FIB) 扫描隧道显微镜 Scanning Tunneling Microscopy (STM)
图一：淬火组织与组成关系
图二：马氏体切变形成过程
5
马氏体类型与形态
常见的类型：
两种形态
6
7
片层组织（魏氏组织）
层片组织 8
网篮组织
网篮组织
9
双态组织
双态组织
10
等轴组织
等轴组织
11
总结
钛合金性能与组织的关系
性能
魏氏组网篮组双态组等轴组
织
织
织
织
拉伸强高度
较高较高稍低
拉伸塑低
6
1920
1987
2006
钛合金相变和表征方法
一、钛合金的分类
图 1： TA1板材650℃/h退火状态：等轴α+少量晶间β
图 2： TC4800℃退火状态：白色等轴α+灰色晶间β
图 3：Ti40合金850℃退火组织
等轴β组织
2
二、钛合金的相变与组织
• 1、同素异晶转变 • 2、马氏体相变 • 3、热处理典型组织 • 片层组织 • 网篮组织 • 双态组织 • 等轴组织
原子力显微镜 Atomic Force Microscopy (AFM)
探测介质分辨率
穿透能力
可见光 ~200 nm 表面 /内部 (透明物体)
电子
~1 nm
表面

钛合金及其固态相变的归纳

α′ to
α″+β α″
β
α″+β(ω)
α+α′
α+α″ β(ω)
α+α″+β
α+α″+β(ω) tk
α+β(ω)
温度/℃
α+β
α
MrBiblioteka MsTi Cα C0 C1
C2 Ck
C3
Cβ
β 同晶元素含量/%
图 1 二元 β 同晶合金系亚稳相图
β 钛合金中各类合金的 β 稳定元素含量均高于
C1，因此自 β 相区高温快速冷却后会得到 α″、ω、β′ 相中的 1 种或几种视合金成分和温度而定。这 3 类
3 β 钛合金强化热处理中的相变
钛合金的固态相变有很多类型，M K Mequilla[21]概括为同素异构转变、共析转变和有序
收稿日期：2008-01-31 基金项目：国家 973 项目（2007CB613805）作者简介：吴晓东（1984-），男，硕士，主要从事钛及钛合金的研究工作，电话：029-86231078，E-mail: wuxiaodong020312 @。
Ti-10V-2Fe-3Al Ti-3Al-5V-5Mo-1Fe-1Cr
美国
9.5
高强锻件
前苏联
9
高负荷构件、发动机
Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al
中国
8.5
高压结构件
Ti-2.5Al-12V-2Sn-6Zr
Ti-16V-2.5Al Ti-5Al-5V-5Mo-1Cr-1Fe（苏）
Ti-11V-4Zr-6Sn Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr
Ti-4.5Al-3V-2Mo-2Fe Ti-5Al-2Sn-2Cr-4Mo-4Zr-1Fe

钛合金中的马氏体相变

• 三、钛合金中的马氏体相变 3.1 钛的同素异构转变钛具有同素异构转变，在882.5℃以下为具有密排六方晶体结构的α- Ti，其晶格常熟 c、a分别为0.46849nm和0.29511nm。在 882.5℃以上具有提心立方晶体结构的β-Ti，其晶格常数a为0.33065nm。 α- Ti ↔ β-Ti的转变温度称为β相变点，高纯钛的β相变点是 882.5 ℃，单对成分十分敏感，该温度是制订钛合金热加工工艺规范的一个重要参数
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从右图图可知：当β 稳定元素的浓度达到临界值C0与C1时，合金
的Ms点和Mf点分别达到室温。
图2 Ms和Mf的关系
3.3
钛合金相变马氏体的特点
钛合金的马氏体相变属无扩散型相变,在相变过程中不发生原子扩散, 只发生晶格重构。它具有马氏体相变的所有特点。动力学特点：转变无孕育期; 瞬间形核长大, 转变速度极快, 每个马氏体瞬间长到最终尺寸; 恒温转变量极少, 主要在不断冷却中增加体积分数。切变特点: 马氏体转变是晶体切变过程, 在切变过程中完成晶格重构。
图1 面心立方的β相( a) 、密排六方的α‘ ( 或 α“) ( b) 及斜方的α“( c) 的结晶构造之间的关
•
α‘有两种组织形态: 合金元素浓度较低，呈块状, 在电镜下呈板条状, 在板状马氏体内部存在高密度位错。合金元素浓度较高时, α‘呈针状组织, 在针状马氏体内部存在大量孪晶。 α“则呈更细的针状组织, 在电镜下可以观察到密集的孪晶结构。马氏体转变开始温度Ms 和终止温度Mf取决于合金的化学成分。一般说来, 合金中的β稳定元素浓度越高, 则相变过程中晶格重构的阻力越大, 相变所需的过冷度也越大, Ms 和Mf 越低。

钛合金中的马氏体相变 ppt课件

钛合金中的马氏体相变
• 二、其他金属中的马氏体相变
•
20世纪以来，对钢中马氏体相
变的特征累积了较多的知识，又相继发现
在某些纯金属和合金中也具有马氏体相变，
如：Ce、Co、Hf、Hg、La、Li、Ti、Tl、
Pu、V、Zr、和Ag-Cd、Ag-Zn、Au-Cd、Au-
Mn、Cu-Al、Cu-Sn、Cu-Zn、In-Tl、Ti-Ni
钛合金中的马氏体相变
• 3.2 钛合金马氏体相变的原理
高纯钛在缓冷退火后，获得多面的α组织，如果自高温快速冷却，将发生马氏体转变，晶界变得不完整且呈锯齿状。钛合金自高温快速冷却时，视合金成分的不同， β相可转变为马氏体（α‘或者α“）、ω相或者过冷β相，在快速冷却过程中，由于从β相转变为α相的过程来不及进行， β相将转变为成分与母相相同、晶体结构不同的过饱和固溶体，即马氏体。
钛合金中的马氏体相变
2012730047
钛合金中的马氏体相变
一、马氏体 - 马氏体概念
马氏体最初是在钢（中、高碳钢）中发现的：将钢加热到一定温度（形成奥氏体）后经迅速冷却（淬火），得到的能使钢变硬、增强的一种淬火组织。
最先由德国冶金学家 Adolf Martens(1850-1914)于19世纪 90年代在一种硬矿物中发现。马氏体的三维组织形态通常有片状(plate)或者板条状(lath)，片状马氏体在金相观察中（二维）通常表现为针状（needle-shaped），这也是为什么在一些地方通常描述为针状、竹叶状的原因，板条状马氏体在金相观察中为细长的条状或板状。奥氏体中含碳量≥1%的钢淬火后，马氏体形态为片状马氏体，当奥氏体中含碳量≤0.2%的钢淬火后，马氏体形状基本为板条马氏体。马氏体的晶体结构为体心四方结构（BCT）。中高碳钢中加速冷却通常能够获得这种组织。高的强度和硬度是钢中马氏体的主要特征之一，同时马氏体的脆性也比较高。

钛合金的相变及热处理

钛合金的相变及热处理钛合金的相变及热处理The document was prepared on January 2, 2021第4章钛合金的相变及热处理可以利用钛合金相变诱发的超塑性进行钛合金的固态焊接，接头强度接近基体强度。

同素异晶转变1.高纯钛的β相变点为℃，对成分十分敏感。

在℃发生同素异晶转变：α（密排六方）→β（体心立方），α相与β相完全符合布拉格的取向关系。

2.扫描电镜的取向成像附件技术（Orientation-Imaging Microscopy , OIM）3.α/β界面相是一种真实存在的相，不稳定，在受热情况下发生明显变化，严重影响合金的力学性能。

4.纯钛的β→α转变的过程容易进行，相变是以扩散方式完成的，相变阻力和所需要的过冷度均很小。

冷却速度大于每秒200℃时，以无扩散发生马氏体转变，试样表面出现浮凸，显微组织中出现针状α′。

转变温度会随所含合金元素的性质和数量的不同而不同。

5.钛和钛合金的同素异晶转变具有下列特点：（1）新相和母相存在严格的取向关系（2）由于β相中原子扩散系数大，钛合金的加热温度超过相变点后，β相长大倾向特别大，极易形成粗大晶粒。

（3）钛及钛合金在β相区加热造成的粗大晶粒，不像铁那样，利用同素异晶转变进行重结晶使晶粒细化。

钛及钛合金只有经过适当的形变再结晶消除粗晶组织。

β相在冷却时的转变冷却速度在410℃/s以上时，只发生马氏体转变；冷速在410～20℃/s时,发生块状转变；冷却继续降低，将以扩散型转变为主。

1.β相在快冷过程中的转变钛合金自高温快速冷却时，视合金成分不同，β相可以转变成马氏体α′或α"、ω或过冷β等亚稳定相。

（1）马氏体相变①在快速冷却过程中，由于β相析出α相的过程来不及进行，但是β相的晶体结构，不易为冷却所抑制，仍然发生了改变。

这种原始β相的成分未发生变化,但晶体结构发生了变化的过饱和固溶体是马氏体。

②如果合金的溶度高，马氏体转变点M S降低至室温一下，β相将被冻结到室温，这种β相称过冷β相或残留β相。

TiNiCuNi合金的马氏体相变行为分析

形状记忆合金中的大多数马氏体相变都属于热弹性马氏体相变。而热弹性马氏体相变属于一级相变，故在相变过程中会有热量突变、体积突变和电阻变化。因此，在加热冷却过程中，可以通过测量这些物理量的变化，来表征马氏体相变的具体参量。图1.1所示为差示扫描量热分析（Differential scanning calorimtry, DSC）曲线，其中，Ms表示母相开始转变为马氏体的温度，Mf表示马氏体相变完成的温度，As指马氏体加热过程中开始逆相变为母相时的温度，Af是逆相变结束温度。
图1.2形状记忆效应示意图
图1.3给出了形状记忆效应的基本原理：固定形状的母相试样被加热到Af温度以上，再降到低于Mf温度，并在此温度下将处于马氏体状态下的试样变形，此时，相对外应力有利的马氏体变体择优长大，不利的马氏体变体缩小，通过马氏体的重新取向，造成试样宏观形状发生改变。因热弹性马氏体在晶体学上存在可逆性，故将试样加热到Af温度以上时，宏观变形会完全消失，试样回复到母相时的形状[29]。故热弹性马氏体相
TiNiCuNb alloyswith different Nb contentsshows different deformation behaviorat room temperature.The deformation behavior of Ti50Ni40Cu10 alloy is related to the reorientation of martensite variants.Whenthe Nb content is 5 at.%, the deformation behavior is related to stress-induced martensitic transformation.The addition of Nb element improves the shapememoryeffect. This can be attributed to thestrengtheningof grain refinement and solid-solution due to theadditionof Nb content, which may increases the strength of matrix and suppress the irreversibledislocationmovement during deformation.

钛合金相变_phase transformation in titanium alloy

钛合金相变(phase transformation in titanium alloy)钛合金的固态组织在不同条件下的形成和变化规律。

由于纯钛具有两种同素异晶体，因此其固态相变类型繁多，性质复杂，远超过铜、铝、镍等其他有色金属。

概括起来，钛合金的固态相变可归纳为3大类：在一般连续加热和冷却条件下进行的同素异晶转变；在淬火过程中发生的非扩散性转变，即马氏体α’、α“和ωa相的形成；各种亚稳相的分解，即亚稳β相、过饱和的α相和马氏体在等温或时效处理中的沉淀过程。

连续加热和冷却过程中的同素异晶转变纯钛加热时在882.5 ℃发生α→β转变。

合金化后该转变温度(Tβ)将随合金元素的性质和含量而变化。

钛合金加热转变的主要特点在于α→β转变的体积变化效应小(约0.17％)，相变应力值低，且因体心立方β相自扩散系数高，故转变迅速，不易过热，合金一旦进入β相区，晶粒尺寸迅速增大，因此难以利用相变重结晶方式细化晶粒，这一点与一般钢材有明显差异。

钛合金从β相区连续冷却时，α相通常呈片叶状析出，粗细程度与合金性质和冷却速度有关，但其基本形貌是相似的。

大量试验证明，α相与β基体之间存在严格的伯格斯(Burgers)晶体学取向关系，即{0001}αll{110)β、<112¯0>αll<111>β。

因每一{110)面族包含6个晶面，又各有2个<111>取向，故片状α相有12个变体，由此构成分布十分规则的显微组织形貌，即魏氏组织(图la)，这也是绝大多数钛合金自β相区缓慢冷却后的基本组织形态。

钛合金同素异晶转变产物保持着强烈的组织遗传性。

连续冷却后形成的魏氏组织，若重新加热至β相区，α相将转变成原始取向的β相，再冷却，则又形成固有的魏氏结构。

这种组织往往伴有粗大的原始β晶粒和网状晶界α，相应的拉伸塑性和疲劳性能较差。

为改变这种状况，获得细等轴组织(图1b)或双态组织(图1c)，形变再结晶是最有效的途径，这也说明为何热加工变形在决定钛合金组织状态方面占据重要地位。

钛合金相变及表征方法

α-Ti 密排六方
4
2、马氏体相变
马氏体相变：在快速冷却的过程中，β相转化成α相的过程中来不及进行，β相转变成与母相成分相同、晶体结构不同的过饱和固溶体。马氏体特点：1、无扩散型相变，只发生晶格重构 2、转变无孕育期，转变速度极快 3、转变阻力大，需要较大的过冷度 4、晶格与母相有严格的取向关系
背散射
二次电子
伴生
特征X射线
俄歇电子
高的分辨率，1nm左右很大的景深制样简单
15
透射电子显微镜（TEM）
16
X射线衍射
17
板条马氏体
• 电镜下成板条状 • 亚结构为位错
针状马氏体
• 在合金浓度较高时成针状 • 亚结构为孪晶
6
7
片层组织（魏氏组织）
形成途径
主要特征性能特性
• 在β相区进行热加工或者在β相区退火。
• 具有粗大等轴的原始β晶粒 • 断裂韧性高；在较快冷却状态下其蠕变抗力和持久强度较高 • 塑性低，尤其是断面收缩率低于其它类型的
图 2： TC4800℃退火状态：白色等轴α+灰色晶间β
图 3：Ti40合金850℃退火组织等轴β组织 2
二、钛合金的相变与组织
1、同素异晶转变
2、马氏体相变
3、热处理典型组织片层组织网篮组织双态组织
等轴组织
3
1、同素异晶转变
晶格常数 a=0.3306nm，b/a=0.87, 滑移系：12个
层片组织
8
网篮组织
形成途径
主要特征
• 在β相区开始变形，但在（α＋β）相区终止变形，原始β晶粒及晶界α破碎，冷却后形成 • α丛的尺寸减小，α条变短，且各丛交错排列，犹如编织网篮的形状 • 塑性及疲劳性能高于魏氏组织 • 断裂韧性低于魏氏组织