鈦合金主要的相組成為hcp α-Ti結(jié)構(gòu)和bcc β-Ti結(jié)構(gòu)[1]。目前已經(jīng)發(fā)展出系列近α、α + β雙相和近β工業(yè)牌號，其成分來自大量工業(yè)實踐，長期以來人們一直希望澄清這些成分的結(jié)構(gòu)載體，以期實現(xiàn)合金的高效率研發(fā)。顯然，成分載體必然隱含于固溶體的特征結(jié)構(gòu)——化學(xué)近程序，其模型化是結(jié)構(gòu)科學(xué)的重要挑戰(zhàn)。但是，目前的合金設(shè)計方法，如Mo當(dāng)量和Al當(dāng)量[2,3]、元素作用[4,5]、d-電子理論[6]乃至第一性原理計算[7]等，均無法回答工業(yè)合金牌號成分的理論根源。關(guān)鍵在于長期以來一直缺失描述合金近程序的結(jié)構(gòu)分析方法。建立α + β雙相固溶體結(jié)構(gòu)模型，是解決工業(yè)鈦合金成分的結(jié)構(gòu)根源和優(yōu)化材料成分的關(guān)鍵。本課題組[8]提出了描述化學(xué)近程序的團(tuán)簇加連接原子模型，已被成功應(yīng)用到多種工業(yè)合金體系的成分設(shè)計中。該模型認(rèn)為，任意一個結(jié)構(gòu)的近程序都可以簡化成第一近鄰團(tuán)簇加上若干個位于次近鄰的連接原子，表示為團(tuán)簇式：[團(tuán)簇](連接原子)。該模型根據(jù)組元相互作用模式，從化學(xué)近程序結(jié)構(gòu)單元的角度，揭示了合金特定成分的結(jié)構(gòu)根源，包含了體系中幾乎所有的關(guān)鍵信息，比如化學(xué)成分、平均原子密度、原子間化學(xué)結(jié)合鍵等，類似于分子的特點，可以被認(rèn)為是合金的類分子化學(xué)結(jié)構(gòu)單元，承載著合金的成分信息[8~12]。

Ti-6Al-4V具有α + β雙相結(jié)構(gòu)，呈現(xiàn)出極好的綜合性能以及良好的工藝性，同時液-固兩相區(qū)較小，適合于增材制造，在航空工業(yè)、深海工程、生物醫(yī)用領(lǐng)域中得到了廣泛應(yīng)用，其用量占鈦合金的50%[13~16]，是先進(jìn)制造領(lǐng)域的主體材料之一。值得關(guān)注的是，經(jīng)過近70年的工程實踐，Ti-6Al-4V化學(xué)成分保持了高度的穩(wěn)定性，說明該特殊成分的合理性。本課題組[1]前期以該模型為指導(dǎo)完成了Ti-6Al-4V的成分式解析，可以精確表述為：α-{[Al-Ti12](AlTi2)}12 + β-{[Al-Ti14](V2Ti)}5，其中α和β 2相的基礎(chǔ)結(jié)構(gòu)單元分別為α-[Al-Ti12](AlTi2)和β-[Al-Ti14](V2Ti)，前者團(tuán)簇為配位數(shù)12的hcp孿晶立方八面體(twinned cuboctahedron，圖1a)加3個連接原子，后者為配位數(shù)14的bcc菱形十二面體(rhombic dodecahedron，圖1b)加3個連接原子，2者均以Al為中心、Ti為近鄰殼層。針對雙相鈦合金的雙團(tuán)簇式模型的提出，不僅為理解各類鈦合金的成分規(guī)律奠定了基礎(chǔ)，同時也為進(jìn)一步提高鈦合金性能指出了優(yōu)化方向。通過改變兩相結(jié)構(gòu)單元的比例以及各自合金化，可以全面覆蓋各類鈦合金，為理解現(xiàn)有合金乃至發(fā)展新成分提供了全新路徑。

圖1

圖1   hcp和bcc結(jié)構(gòu)的第一近鄰團(tuán)簇，分別為配位數(shù)為12的孿晶立方八面體和配位數(shù)為14的菱方十二面體，后者的第一近鄰由2層構(gòu)成

Fig.1   Twinned cuboctahedron with coordination number of 12 (a) and rhombic dodecahedron with coordination number of 14 (b) as the nearest-neighbor clusters of hcp and bcc structures, respectively. The nearest-neighbor shell of the latter cluster is composed of two sub-shells

本工作基于滿足α-{[Al-Ti12](AlTi2)}17 - n + β-{[Al-Ti14](V2Ti)}n 的通式，通過改變β結(jié)構(gòu)單元的個數(shù)(n = 0~17)，探索組織覆蓋α到β的Ti-(3.19~7.45)Al-(0~12.03)V (質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)體系，獲得組織和性能演化規(guī)律，并找到性能優(yōu)于Ti-6Al-4V的新成分。

1 實驗方法

1.1 成分設(shè)計

首先簡要總結(jié)Ti-6Al-4V成分式的解析流程[1]。依據(jù)不同退火溫度下α和β相成分，擬合出α相成分式為α-{[Al-Ti12](AlTi2)}，共含有16個原子；β相成分式為β-{[Al-Ti14](V2Ti)}，共含有18個原子。為進(jìn)一步確定α和β結(jié)構(gòu)單元的具體數(shù)目，將2種團(tuán)簇視為2個半徑不同的硬球，合金結(jié)構(gòu)視為2種硬球的空間堆垛，按照團(tuán)簇共振模型，完成了Ti-6Al-4V的雙團(tuán)簇式構(gòu)建：α-{[Al-Ti12](AlTi2)}12 + β-{[Al-Ti14](V2Ti)}5，共包含有12個α-Ti結(jié)構(gòu)和5個β-Ti結(jié)構(gòu)，且結(jié)構(gòu)單元的數(shù)目為17。所計算出的成分為Ti-6.05Al-3.94V，幾乎就是工業(yè)合金牌號的名義成分。

本工作設(shè)計了α-{[Al-Ti12](AlTi2)}17 - n + β-{[Al-Ti14](V2Ti)}n，采用改變n值 (具體見表1)，初步探索了組織覆蓋α到β的Ti-(3.19~7.45)Al-(0~12.03)V系鈦合金的成分-組織-力學(xué)性能關(guān)系。在Ti-Al-V成分圖中，如圖2所示，所設(shè)計的合金成分精確位于α-{[Al-Ti12](AlTi2)}與β-{[Al-Ti14](V2Ti)}成分式之間的直線(紅色)上，區(qū)別在于合金成分由不同β團(tuán)簇式個數(shù)所構(gòu)成。表1給出了不同n時的實驗合金的名義化學(xué)成分(以下均為質(zhì)量分?jǐn)?shù))、Mo當(dāng)量和Al當(dāng)量[3]，以及通過JMatPro軟件模擬計算得到的合金液-固兩相溫度區(qū)間。由表1可以看出，隨β團(tuán)簇式占比提升，即當(dāng)n由0逐漸提升至17時，合金的Mo當(dāng)量逐漸提高而Al當(dāng)量則相應(yīng)降低，并且合金的液-固兩相區(qū)范圍逐漸增大。合金液-固兩相區(qū)越小，表明該合金具有較高的熔體與固體結(jié)構(gòu)的相容性，適合于增材制造[17]。本工作根據(jù)β結(jié)構(gòu)單元的個數(shù)n的不同，試樣分別記為n0 (純α結(jié)構(gòu)單元)、n1、n2、n3、n4、n5 (Ti-6Al-4V)、n7、n8、n12和n17。

表1   不同β團(tuán)簇式個數(shù)n設(shè)計的合金化學(xué)成分以及Mo和Al當(dāng)量、估算的液固兩相區(qū)

Table 1  Designed compositions following different numbers of β units (n) and their Al- and Mo-equivalents and solidification ranges

Material code	n	Composition / (mass fraction, %)	[Mo]eq	[Al]eq	?TL-S / oC
n0	0	Ti-7.45Al	0.0	7.5	4.9
n1	1	Ti-7.16Al-0.82V	0.6	7.2	4.9
n2	2	Ti-6.87Al-1.62V	1.1	6.9	4.7
n3	3	Ti-6.60Al-2.41V	1.4	6.6	4.5
n4	4	Ti-6.32Al-3.19V	2.1	6.3	9.4
n5	5	Ti-6.05Al-3.94V	2.6	6.1	13.3
n7	7	Ti-5.53Al-5.45V	3.6	5.5	20.7
n8	8	Ti-5.28Al-6.14V	4.1	5.3	24.3
n12	12	Ti-4.30Al-8.87V	5.9	4.3	31.8
n17	17	Ti-3.19Al-12.03V	8.0	3.1	35.1

Note: [Mo]eq denotes the Mo equivalent, [Mo]eq = 1.0Mo + 1/3.6Nb + 1/4.5Ta + 1/2W + 1/0.63Cr + 1/0.65Mn + 1/1.5V + 1/0.35Fe + 1/0.8Ni (mass fraction, %)[2]; [Al]eq denotes the Al equivalent, [Al]eq = 1.0Al + 1/3Sn + 1/6Zr + 10O (mass fraction, %)[3]; ΔTL-S denotes the solidification range

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圖2

圖2   Ti-Al-V成分圖，包含了設(shè)計成分、α-[Al-Ti12]Al1Ti2相成分式和部分β相成分式，其中所設(shè)計合金分布于連接α-Al2Ti14和β-Al1Ti15V2的直線上(紅色方塊)

Fig.2   Ti-Al-V ternary composition chart, where are marked the compositions of the designed series, α-[Al-Ti12]Al1Ti2, and some β formulas. The resigned alloy series lie along the straight line (in red) linking α-Al2Ti14 and β-Al1Ti15V2

1.2 材料的制備

實驗以純Ti (99.9%)、純Al (99.99%)和純V (99.99%)為原材料。第一步：首先將原材料放入超聲儀中進(jìn)行酸洗和酒精清洗去除雜質(zhì)后，采用Mettker Toledo AL204-IC型精密秤按比例稱重，隨后放置入ZHF-500型非自耗真空熔煉爐中，在高純Ar氣保護(hù)下，以工作電流為75~300 A進(jìn)行熔化，反復(fù)熔煉5次，得到合金鑄錠。第二步：將合金鑄錠放置入ZHF-500型非自耗真空熔煉爐中，在高純Ar氣保護(hù)下，真空銅模吸鑄成直徑為6 mm的棒材。

1.3 表征方法

采用BX51光學(xué)顯微鏡(OM)和Supra 55掃描電子顯微鏡(SEM)進(jìn)行顯微組織分析。OM和SEM試樣腐蝕劑為3%HF + 7%HNO3 + 90%H2O。采用D8 Focus X射線多晶衍射儀(XRD)進(jìn)行物相分析，工作電壓和電流分別為40 kV和40 mA，掃描角度20°~80°，掃描速率4°/min。采用JMatPro軟件計算得到合金的液-固兩相溫度區(qū)間。采用XS64型密度計進(jìn)行密度測試，測試結(jié)果取3次的平均值。采用Image-Pro Plus軟件對OM和SEM形貌圖(至少3張)進(jìn)行α'馬氏體和β相體積分?jǐn)?shù)的統(tǒng)計分析。

采用UTM5504-G電子萬能試驗機(jī)進(jìn)行室溫拉伸實驗，加載速率為0.25 mm/min。試樣為標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣(標(biāo)距為15 mm，直徑為3 mm)。測試結(jié)果取至少3個試樣的平均值。采用HVS-1000型Vickers顯微硬度儀進(jìn)行硬度測試，載荷300 g，保載時間15 s，測試結(jié)果取至少12個位置的平均值。

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

圖3為鑄態(tài)Ti-Al-V合金的XRD譜。可以看出，當(dāng)n = 0~4時，僅觀察到α-Ti對應(yīng)衍射峰，沒有發(fā)現(xiàn)β-Ti衍射峰。當(dāng)n = 5時，Ti-6Al-4V合金的XRD譜中開始出現(xiàn)了β相衍射峰，由此可見，該合金位于顯著出現(xiàn)β相的臨界點。隨著n值逐漸增大，β相衍射峰逐漸增強(qiáng)，尤其是n12和n17合金的β相衍射峰十分明顯。這主要是因為該合金中含有較多的β相穩(wěn)定元素V，促使在快速冷卻過程中大量β相在基體中得以保留。與淬火過程類似，在真空銅模吸鑄快冷條件下，原始β相完全轉(zhuǎn)變?yōu)?i style=";padding: 0px;box-sizing: border-box">α相+ α'馬氏體，隨著n增大，即β團(tuán)簇式占比提升，α相逐漸減少而α'馬氏體數(shù)量顯著上升。當(dāng)n = 12時，合金組織中α相完全消失，僅為β相和少量α'馬氏體。可見，該成分處于α相完全消失的臨界成分點。當(dāng)n = 17時，合金此時已加入了大量β相穩(wěn)定元素V (12%)，而Al含量小于3.2%，可以使得高溫β相完全保留至室溫。相比于n0 (純α結(jié)構(gòu)單元)合金，n17 (純β結(jié)構(gòu)單元)合金中由于β結(jié)構(gòu)單元完全取代了α結(jié)構(gòu)單元，導(dǎo)致n17合金主要為單一β相，而n0合金以單一α為主。

圖3

圖3   鑄態(tài)Ti-Al-V合金的XRD譜

Fig.3   XRD spectra of as-cast Ti-Al-V alloys

圖4為6種典型鑄態(tài)Ti-Al-V合金顯微組織的OM像。可以看出，隨n值增大，即β團(tuán)簇式占比提升，α'馬氏體數(shù)量呈先上升后下降的趨勢，其形態(tài)由板條狀逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)片狀和針狀。這些真空銅模吸鑄快冷生成的α'馬氏體，其組織形態(tài)主要與合金元素含量有關(guān)。鄧安華[18]總結(jié)發(fā)現(xiàn)了鑄造快冷條件下鈦合金的α'馬氏體主要有2種組織形態(tài)，當(dāng)合金元素濃度較低時，α'馬氏體形貌呈大板條狀；合金元素濃度較高時，α'馬氏體形貌呈針狀。這是由于β相穩(wěn)定元素越高，導(dǎo)致相變過程中晶格重構(gòu)的阻力越大，相變所需的過冷度也越大，越有利于針狀α'馬氏體的形成。從圖4b~d可以看出，β相主要分布于α'馬氏體相界，其形貌呈黑色短棒狀，基體α相呈白色帶狀。當(dāng)n = 5時(圖4c)可以明顯觀察到黑色短棒狀β相。當(dāng)n進(jìn)一步提升至12和17時，α'馬氏體數(shù)量大幅下降，β相數(shù)量逐漸增多。圖4e和f的統(tǒng)計結(jié)果表明，n12和n17合金中β相的體積分?jǐn)?shù)分別約為91%和98%。尤其當(dāng)n = 17時，合金幾乎為單一β相組織。

圖4

圖4   典型鑄態(tài)Ti-Al-V合金的OM像

Fig.4   OM images of typical Ti-Al-V alloys of n1 (a), n2 (b), n5 (c), n8 (d), n12 (e), and n17 (f)

圖5為典型鑄態(tài)Ti-Al-V合金的SEM像。當(dāng)n = 1時(圖5a)，統(tǒng)計結(jié)果表明合金α'馬氏體體積分?jǐn)?shù)小于1%。當(dāng)n = 2~8時(圖5b~d)，α'馬氏體含量則逐漸增加，其形貌由粗大板條狀(n2，圖5b)逐漸細(xì)化為細(xì)片狀(n5，圖5c)和細(xì)針狀(n8，圖5d)，這與OM觀察結(jié)果一致。此外，n5合金(圖5c)的α'馬氏體相界處可以明顯觀察到β相。

圖5

圖5   典型鑄態(tài)Ti-Al-V合金的SEM像

Fig.5   SEM images of typical as-cast Ti-Al-V alloys of n1 (a), n2 (b), n5 (c), and n8 (d)

2.2 力學(xué)性能

圖6為所設(shè)計合金的室溫拉伸力學(xué)性能。其中，圖6a為室溫拉伸工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線。從圖6b可以看出，當(dāng)n從0逐漸提升至17，即β團(tuán)簇式占比逐漸提升，合金的強(qiáng)度呈現(xiàn)先上升而后下降的趨勢，而塑性變化趨勢則相反。當(dāng)n = 8時，合金的強(qiáng)度達(dá)到最大，抗拉強(qiáng)度(UTS)約為1019 MPa，屈服強(qiáng)度(YS)約為867 MPa，伸長率(δ)約為4.1%，其強(qiáng)度相比于n5合金提升了90 MPa，為n5合金的1.1倍，而伸長率則基本保持一致。這說明n5合金不是體系中最高強(qiáng)的點。當(dāng)n為5~8時，包括n5合金在內(nèi)的合金強(qiáng)度處于整個體系的高峰區(qū)；當(dāng)n位于5~8兩側(cè)，即當(dāng)n小于5或大于8時，合金則具有較高的塑性，越接近兩端，塑性則越高，n0 (純α結(jié)構(gòu)單元)合金和n17 (純β結(jié)構(gòu)單元)合金伸長率大于13%，是n5合金的3倍，強(qiáng)度則略降低。

圖6

圖6   鑄態(tài)Ti-Al-V合金的室溫拉伸力學(xué)性能

Fig.6   Room-temperature mechanical properties of as-cast Ti-Al-V alloys

(a) engineering stress-strain curves

(b) ultimate tensile strength and elongation

圖7為本工作鑄態(tài)合金與其他熱處理態(tài)Ti-6Al-4V合金[19,20]的性能對比。可以看出，本工作鑄態(tài)Ti-6Al-4V合金的室溫拉伸強(qiáng)度為925 MPa，與其他傳統(tǒng)熱處理態(tài)Ti-6Al-4V合金基本一致，但伸長率(4.3%)較差，這主要是因為該合金未經(jīng)過任何熱處理，且真空銅模吸鑄快冷，導(dǎo)致形成較多的α'馬氏體，降低了合金塑性。此外，從圖7還可以看出，鑄態(tài)n7和n8合金的拉伸強(qiáng)度優(yōu)于傳統(tǒng)熱處理態(tài)Ti-6Al-4V，尤其是鑄態(tài)n8合金具有最高的抗拉強(qiáng)度(UTS > 1000 MPa)，有望發(fā)展出性能優(yōu)于Ti-6Al-4V的新型高強(qiáng)合金。

圖7

圖7   鑄態(tài)Ti-Al-V鈦合金的室溫拉伸性能與其他熱處理態(tài)Ti-6Al-4V材料[19,20]對比

Fig.7   Comparison of mechanical properties between data (this work, as-cast, room temperature) with those of heat-treated Ti-6Al-4V materials[19,20]

Ti-Al-V合金強(qiáng)度的提高主要與固溶強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化等強(qiáng)化效應(yīng)有關(guān)。特別是，n8合金的顯微組織出現(xiàn)了大量細(xì)小的針狀α'馬氏體，這種細(xì)小針狀α'馬氏體不利于位錯滑移[14]，有利于提高合金的強(qiáng)度，但會導(dǎo)致合金塑性較差。相比而言，n0和n1合金的組織幾乎呈現(xiàn)出單一α相(α'馬氏體體積分?jǐn)?shù)小于1%)；n17合金的組織幾乎呈現(xiàn)出單一β相(β相體積分?jǐn)?shù)大于98%)和少量α'馬氏體組織。這種單相的α相或β相固溶體組織有利于提高合金的塑性，使得Ti-Al-V合金的伸長率大于12%。

圖8為彈性模量(E)變化趨勢圖。隨著n值從0逐漸增大至17時，E從140.2 GPa逐漸下降至77.8 GPa。n1、n2、n3和n4合金的E分別為130.7、126.0、125.5和124.9 GPa，均高于n5合金的117.6 GPa。一般而言，高的彈性模量表明這類合金具有較強(qiáng)的抵抗彈性變形能力，可以減少零部件的彈性變形。因此，n0合金具備高的塑性和高彈性模量(E > 140 GPa)，可潛在應(yīng)用于航空輕質(zhì)薄壁金屬結(jié)構(gòu)件。彈性模量隨n值增大而趨于下降與加入β穩(wěn)定元素有關(guān)[21]。

圖8

圖8   鑄態(tài)Ti-Al-V鈦合金的彈性模量

Fig.8   Elastic modulus (E) of as-cast Ti-Al-V alloys

圖9為鑄態(tài)Ti-Al-V鈦合金的Vickers硬度和質(zhì)量密度以及相應(yīng)比硬度(硬度/密度)和比強(qiáng)度(抗拉強(qiáng)度/密度)圖。從圖9a和c可以看出，Vickers硬度和比硬度隨n增大均呈先上升后下降的趨勢。其中，當(dāng)n為8時，合金的Vickers硬度和比硬度均達(dá)到最高，分別為343 HV和0.76 GPa·cm3/g，相比于n5合金的硬度和比硬度(分別約為320 HV和0.72 GPa·cm3/g)，該合金的Vickers硬度和比硬度分別提升了7%和5%。這主要是因為n8合金出現(xiàn)了大量細(xì)小的針狀α'馬氏體，而n5合金的組織主要為細(xì)片狀α'馬氏體，這種大量細(xì)小的針狀α'馬氏體組織可以有效提升合金的Vickers硬度。此外，Ti-Al-V合金的Vickers硬度變化規(guī)律與抗拉強(qiáng)度變化規(guī)律一致，2者數(shù)值關(guān)系近似滿足：抗拉強(qiáng)度(MPa) = 2.9H (H為Vickers硬度，HV)。

圖9

圖9   鑄態(tài)Ti-Al-V鈦合金的Vickers硬度和密度以及比硬度和比強(qiáng)度

Fig.9   Vickers hardnesses (a), mass densities (b), specific hardnesses (c), and specific strengthes (d) of Ti-Al-V alloys (Specific hardness denotes the hardness-over-density ratio, and specific strength denotes the ultimate tensile strength-over-density ratio, respectively)

從圖9b可以看出，理論質(zhì)量密度和實驗質(zhì)量密度值比較接近(誤差小于0.2%)。合金的理論質(zhì)量密度(ρ)可以通過計算原子密度(ρa)獲得[22]：${?}_{\mathrm{a}}=\mathrm{1}/{?}_{\mathrm{a}}=\mathrm{1}/\mathrm{\Sigma }({?}_{?}{?}_{?})$ (其中，Va為平均原子體積，fi 和Vi 分別為元素i的摩爾分?jǐn)?shù)和原子體積)。原子體積的計算公式為：Vi = Mi / (NAρi ) (其中，Mi 和ρi 分別為元素i的摩爾質(zhì)量和質(zhì)量密度，NA為Avogadro常數(shù)6.022 × 1023)。經(jīng)化簡可知合金的ρ和ρa關(guān)系為：$?={?}_{\mathrm{a}}\cdot \sum \left(\frac{{?}_{?}{?}_{?}}{{?}_{\mathrm{A}}}\right)=\mathrm{1}/\mathrm{\Sigma }({?}_{?}/{?}_{?})$ (其中，Ai 為元素i的質(zhì)量分?jǐn)?shù))。由上述公式可知，合金的理論質(zhì)量密度僅與各元素的質(zhì)量密度和質(zhì)量分?jǐn)?shù)有關(guān)。由于Al (2.7 g/cm3) < Ti (4.506 g/cm3) < V (5.96 g/cm3)，可知添加α穩(wěn)定元素Al可以減輕合金的理論質(zhì)量密度，而β穩(wěn)定元素V的添加可以提高合金的理論質(zhì)量密度。因而可知，Ti-Al-V合金的理論質(zhì)量密度隨n增大即β團(tuán)簇式占比提升而逐漸增大。

從圖9d可以看出，比強(qiáng)度隨著n的增大呈先上升后下降的趨勢。鑄態(tài)n8合金的比強(qiáng)度最高達(dá)到了230 kN·m/kg，相比于同樣鑄態(tài)Ti-6Al-4V合金比強(qiáng)度(約為211 kN·m/kg)，該合金的比強(qiáng)度提升了9%。此外，相比于文獻(xiàn)報道的擠壓態(tài)、軋制態(tài)鎂及稀土鎂合金[23]、軋制態(tài)鋁基復(fù)合材料[24]和熱處理態(tài)鋁合金[25]等各種輕質(zhì)航空金屬結(jié)構(gòu)材料(比強(qiáng)度小于180 kN·m/kg)，鑄態(tài)n8合金的比強(qiáng)度是此類合金的1.3~3.4倍。

2.3 斷口形貌

圖10為鑄態(tài)Ti-Al-V合金的室溫拉伸斷口形貌。可以看出，各鑄態(tài)Ti-Al-V合金室溫拉伸斷口表面均呈現(xiàn)由解理斷裂、韌窩和撕裂棱組成的混合斷裂特征，而微裂紋主要沿解理面和撕裂棱的邊界分布。當(dāng)n = 1時(圖10a和b)，合金斷口存在較多的韌窩區(qū)，韌窩的產(chǎn)生可以有效釋放材料內(nèi)部的內(nèi)應(yīng)力，合金表現(xiàn)出較高的塑性[26]。相比而言，n5 (圖10c和d)和n8 (圖10e和f)合金的斷口表面存在粗大的撕裂棱，而且撕裂棱分布相對集中。撕裂棱邊界容易產(chǎn)生位錯塞積，是微裂紋形核的主要形核點，將會導(dǎo)致材料的塑性降低。因而，n5和n8合金的塑性較差。當(dāng)n = 12時，如圖10g和h所示，合金斷口的韌窩數(shù)量增加，而撕裂棱數(shù)量則明顯減小，合金的塑性得以提高。

圖10

圖10   鑄態(tài)Ti-Al-V鈦合金的室溫拉伸不同倍數(shù)斷口形貌

Fig.10   Low (a, c, e, g) and high (b, d, f, h) magnified fracture morphologies of as-cast Ti-Al-V alloys

(a, b) n1 (c, d) n5 (e, f) n8 (g, h) n12

3 結(jié)論

(1) 在團(tuán)簇式框架內(nèi)，在前期解析Ti-6Al-4V的雙團(tuán)簇式通式α-{[Al-Ti12](AlTi2)}17 - n + β-{[Al-Ti14](V2Ti)}n 的基礎(chǔ)上，采用改變n值的方法，研究了Ti-(3.19~7.45)Al-(0~12.03)V系鈦合金成分-組織-力學(xué)性能關(guān)聯(lián)。隨n值增大，鑄態(tài)組織由單一α相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)?i style=";padding: 0px;box-sizing: border-box">α + α'馬氏體相、α + α'馬氏體+少量β相及β +少量α'馬氏體相。其中，α'馬氏體數(shù)量呈先上升而后下降的趨勢，且其形態(tài)由板條狀逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)片狀和針狀。當(dāng)n為8時，α'馬氏體數(shù)量最多且其形態(tài)主要呈針狀；當(dāng)n為5時開始出現(xiàn)β相，其數(shù)量隨n增大而逐漸增多；當(dāng)n為12時為α相完全消失的臨界成分點。

(2) 隨β團(tuán)簇式占比增大，室溫拉伸強(qiáng)度呈先上升后下降的趨勢，塑性的變化趨勢則相反，這源自細(xì)小針狀α'馬氏體提升強(qiáng)度而降低塑性的作用。當(dāng)n為8時，合金的強(qiáng)度達(dá)到最大。當(dāng)n為5~8時，包括Ti-6Al-4V (n5)合金在內(nèi)的合金強(qiáng)度處于整個體系的高峰區(qū)；當(dāng)n小于5或大于8時，合金具有較高的塑性，n0 (純α結(jié)構(gòu)單元)和n17 (純β結(jié)構(gòu)單元)合金的伸長率大于13%，是Ti-6Al-4V (n5)合金伸長率的3倍。

(3) 隨β團(tuán)簇式占比增大，比強(qiáng)度和比硬度均呈先上升后下降的趨勢，彈性模量逐漸降低而密度逐漸增大。n8合金的比強(qiáng)度和比硬度均最高，分別達(dá)到了230 kN·m/kg和0.76 GPa·cm3/g，相比于Ti-6Al-4V (n5)合金分別提升了9%和5%。

(4) Ti-6Al-4V組織為α +細(xì)片狀α'馬氏體+少量β相，其UTS、YS、E及硬度分別約為925 MPa、793 MPa、117.6 GPa和320 HV，液-固兩相區(qū)約為13.3℃，密度約為4.38 g/cm3。相比而言，n8合金組織為α +大量針狀α'馬氏體+少量β相，其UTS、YS、E及硬度分別約為1019 MPa、867 MPa、99.8 GPa和343 HV，液-固兩相區(qū)約為24.3℃，密度約為4.42 g/cm3，特別是該合金的強(qiáng)度相比于Ti-6Al-4V (n5)合金提高了90 MPa，而伸長率與之持平，約為4%。

來源;金屬學(xué)報