相变和位错滑移驱动了双相钛合金机械性能的优化

《Journal of Alloys and Compounds》：Phase transformation and dislocation slip drive the optimization of the mechanical properties of a two-phase titanium alloy

本研究通过不同冷却速率（炉冷、空冷、水冷、液氮冷）对850℃和930℃退火1小时的Ti-6Al-4V合金片进行处理，分析相变与位错滑移对力学性能的影响。结果表明：退火温度升高和冷却速率增加会减少α相含量并增强β相，同时 randomize晶粒取向降低织构强度。液氮冷处理（LNC）虽抑制β→马氏体相变，但形成的板条状马氏体与弱织构协同提升强度，最终850℃+LNC处理获得屈服强度936.9MPa、抗拉强度1139.8MPa和延伸率5.2%的综合性能优化。

　　

邵电飞|梁军|高英顺|张玉秀

桂林理工大学材料科学与工程学院，中国桂林541004

摘要

本研究从相变和位错滑动的角度探讨了热处理如何优化Ti-6Al-4V合金板材的机械性能。该合金分别在850℃和930℃下退火1小时，随后进行炉冷（FC）、空气冷却（AC）、水冷（WC）和液氮冷却（LNC）。随着冷却速率和退火温度的提高，α相的含量逐渐减少，β相的含量逐渐增加。此外，提高冷却速率和退火温度可以随机化晶粒取向并降低织构强度。虽然提高冷却速率有利于获得板条状马氏体，但过高的冷却速率会限制β→马氏体的转变，因此LNC处理后的样品中马氏体含量较少。快速冷却诱导的板条状马氏体以及弱织构激活的c+a位错滑移机制总体上提高了合金的机械强度，并保持了良好的延展性。经过850℃退火后液氮冷却处理，Ti-6Al-4V合金的屈服强度为936.9±3.6 MPa，抗拉强度为1139.8±15.8 MPa，断裂伸长率为5.2±1.1%。

引言

作为典型的双相合金，Ti-6Al-4V合金因其高比强度、高耐腐蚀性和优异的蠕变抗力而被广泛应用于航空航天和军事领域[1]、[2]、[3]、[4]、[5]。鉴于服役环境的日益严苛，必须进一步提高Ti-6Al-4V合金的机械性能。近年来，人们通过电弧丝增材制造（WAAM）、激光粉末床熔融（LPBF）和电子束粉末床熔融（EBPBF）等增材制造方法制备高强度Ti-6Al-4V合金，这些方法能够实现复杂几何形状的结构制备[6]、[7]、[8]。然而，由于技术复杂性和加工设备成本高昂，增材制造在Ti-6Al-4V合金中的应用受到限制。此外，过高的热输入会导致晶粒粗化，并通过热应力容易产生许多晶体缺陷（如位错），这对增材制造的Ti-6Al-4V合金的机械性能不利[9]、[10]、[11]。因此，需要不断探索廉价且高效的工业生产方法来优化其微观结构并提升机械性能。

长期以来，传统热处理被认为是修改Ti合金微观结构的有效方法，尤其是对于双相Ti合金，因为热处理能够引发相变[12]、[13]、[14]。加热到α+β相区域后，α相会迅速转变为β相；而在冷却过程中，β→马氏体→α的转变会逐步发生。热处理参数（包括温度和冷却速率）显著影响相的形态、数量和尺寸[15]、[16]、[17]、[18]、[19]、[20]。因此，许多研究关注了热处理过程中Ti合金微观结构和机械性能的变化[21]、[22]、[23]。Xu等人[22]指出，当合金加热到双相区域时，层状微观结构的球化过程可分为两个阶段：热处理初期为快速球化阶段，后期为缓慢球化阶段。Patil等人[21]发现，热处理时间（1~6小时）和冷却方式（水冷或空气冷）显著影响Ti-6Al-4V合金的微观结构和机械性能，其抗拉强度范围为400~1000 MPa，硬度介于352 HV至493 HV之间。Zhu等人[23]发现，提高热处理温度和时间可促使长条状α相转变为等轴α相，等轴α相和β相的含量也随之增加。除了相的特性外，热处理还影响晶粒取向的分布，而这与变形过程中的活性位错滑移机制密切相关，因为Ti合金具有六方密排（HCP）结构[24]、[25]、[26]、[27]、[28]、[29]、[30]。然而，据我们所知，很少有研究探讨热处理对位错滑移的影响，而这一点对于理解合金的变形行为和开发高性能合金至关重要。此外，大多数研究仅比较了空气冷却和水冷的效果，因此未能全面反映不同冷却速率下的微观结构和机械性能变化。

基于以上原因，本研究将轧制的Ti-6Al-4V合金板材加热到双相区域（850℃和930℃），然后在炉内、空气中、水中及液氮中冷却。通过控制不同的冷却速率来精确调控微观结构，并从相变和位错滑动的角度分析相应的机械性能。本研究旨在系统阐明热处理对Ti-6Al-4V合金微观结构的影响，从而实现强度与延展性的协同提升。

实验步骤

实验程序

采用真空感应电弧熔炼法制备了商业热轧（HR）Ti-6Al-4V合金板材，其实际成分见表1。由于α相→α+β相的转变温度约为830℃[15]，将热轧板材分别在850℃和930℃下退火1小时，随后以不同的速率进行冷却。具体冷却顺序如下：炉冷（FC）、空气冷却（AC）……

微观结构

图1a展示了热处理前的合金典型光学显微镜（OM）图像，显示了RD-TD平面，初始微观结构可分为两种类型：层状的初级α（α_p）相用黑色箭头标记，分布在α_p相晶界的纤维状β相用红色箭头标记。逆极图（IPF）显示β相夹杂在α相之间（见图1b）。

相变

如上所述，冷却过程中会生成大量马氏体，其特性受冷却方式的影响显著。为了进一步确认马氏体的形成过程，图10展示了拉伸试验前HR样品和850LNC样品的透射电子显微镜（TEM）暗场图像。HR样品中仅能观察到α相和β相（见图10a）；而在850LNC样品中，除了β相外，还存在大量板条状马氏体。

结论

• 随着冷却速率和退火温度的提高，α相含量逐渐减少，β相含量逐渐增加。同时，冷却速率和退火温度的提高会随机化晶粒取向，从而降低织构强度。
• 板条状马氏体的含量随冷却速率和退火温度的提高而增加，但过高的冷却速率会限制马氏体的形成。

作者贡献声明

高英顺：实验研究。梁军：资金筹措。邵电飞：初稿撰写、数据验证、实验研究、数据整理。张玉秀：论文撰写与编辑、结果可视化、实验监督、项目管理、资金筹措、概念构思。

利益冲突声明

作者声明不存在可能影响本文研究的财务利益冲突或个人关系。

致谢

作者感谢广西自然科学基金（项目编号2025GXNSFBA069486和2025GXNSFBA069579）、桂林市科技计划项目（项目编号20230121-4）以及桂林理工大学研究基金（项目编号GUTQDJJ2023038）的财政支持。