高強亞穩β 鈦合金的變形損傷行為研究現狀*

朱辰哲 付秀麗 王立群 袁丕琪 門秀花

（濟南大學機械工程學院，濟南 山東 250022）

鈦合金根據其β 穩定元素的含量可以分為α 型、α+β 型、近β 型、亞穩β 型、穩定β 型[3]。其中，亞穩β 鈦合金在宏觀上表現出優異的高溫抗拉強度、高溫疲勞強度和高溫斷裂韌性等高溫力學性能（服役溫度可達600 ℃、服役強度可達1 400 MPa）受到越來越多研究者的關注與研究；在微觀上亞穩β鈦合金的晶粒細化可提升材料的抗沖擊性能，相變誘導塑性（TRIP）效應和孿生誘導塑性（TWIP）效應等的發生不僅讓合金的塑性提升，其強度同時得到保留。一時間不同元素成分和質量分數的高強韌亞穩β 鈦合金被設計出來并得到大量應用，其中一些新型的亞穩β 鈦合金，如Ti-5Al-4Zr-8Mo-7V[4]、Ti-6Cr-4Mo-2Al-2Sn-1Zr[5]、Ti-4Mo-3Cr-1Fe[6]，應 變硬化速率、延展性及強度遠高于傳統的合金，可見對亞穩β 鈦合金組織性能的有效調控將直接影響到該合金力學性能的提升。

通過對亞穩β 鈦合金不斷地深入研究發現，其不同的變形損傷行為與其力學性能密切相關。本文將對亞穩β 鈦合金的不同變形行為進行總結，闡述不同的變形行為相互作用對合金力學性能的影響，同時對亞穩β 鈦合金不同的損傷行為進行歸納，從微觀組織演變方面進一步闡述亞穩β 鈦合金的變形損傷行為。

1 亞穩β 鈦合金的變形行為

亞穩β 鈦合金從β 相區淬火到室溫的過程中由于不穩定的β 相，決定其在室溫下的變形機制有位錯滑移、機械孿生、應力誘導相變[7]。在現有的大量研究中表明[8-10]，亞穩β 鈦合金隨著其β 穩定性的增強，其變形行為的順序為應力誘發相變→機械孿生→位錯滑移，如圖1 所示。但更值得注意的是[11]，亞穩β 鈦合金在變形過程中可能發生上述的某個變形，也可能幾個變形行為同時發生（位錯與孿晶分級協調、{112}<111>孿晶與應力誘發ω 相變相互作用以及{332}<113>孿晶與應力誘發α''相變等），正是由于多種變形行為之間的相互作用與轉換，使得亞穩β 鈦合金具備了獨特的力學和物理學性能。

圖1 亞穩β 鈦合金變形機制演化示意圖[8-10]

1.1 位錯滑移

亞穩β 鈦合金的位錯滑移是其在外加應力的作用下，因位錯原子的少量移動引起晶體產生相對位移的情況。BCC 結構的亞穩β 鈦合金是一種非密排結構，由于其沒有密排程度足夠高的面，因此亞穩β 鈦合金的滑移面不固定，其可能發生的滑移面一般有{112}、{110}和{123}，但是其滑移方向較穩定，滑移方向總是<111>[12]。Hua K 等[13]對熱鍛后的Ti-7Mo-3Nb-3Cr-3Al（質量分數，%，下同）進行壓縮試驗中發現在形變晶界區域出現大量位錯并排列成滑移帶，根據痕跡分析法進一步測定得出大量位錯為{110}<111>類型。而在亞穩β 鈦合金中，隨著β 相穩定元素的含量（如Mo 當量）與種類的增加，進而提升β 相的穩定性，最終可引起其變形機制向位錯滑移的轉變[14]。由于亞穩β 鈦合金存在位錯滑移機制，受晶界阻擋的位錯在晶面上的不斷滑移與增殖就造成了細晶強化效果。晶界越多，晶粒越細，根據Hall-Petch 關系式，亞穩β 鈦合金的屈服強度就越高，此時將不利于應變硬化和塑性的提升。在對β 相穩定性高的Ti-(25-37)V-15Cr-(1-7)Al 的研究中發現合金出現大量位錯糾纏現象[15]，如圖2 所示，并隨著β 相含量的增加，阻礙了位錯滑移的進行，使得試樣塑性降低。

圖2 雙光束TEM 明場像顯示Ti-30V-15Cr-2Al 鈦合金室溫形變樣品內的位錯纏結[15]

1.2 孿生

孿生是亞穩β 鈦合金中晶體內部沿一定晶面（孿晶面）和一定方向（孿生方向）發生均勻切變的過程，亞穩β 鈦合金通常發生的兩類孿晶類型分別為{112}<111>孿晶和{332}<113>孿晶[16]。其中，關于{332}<113>孿晶模式最初由Blackburn 等[17]于1971 年在亞穩β 鈦合金（Ti-11.5Mo-6Zr-4.5Sn）中觀察到，應力誘發的產物被證實為{332}<113>孿晶，且在其孿晶內部及孿晶界面都存在密度不等的位錯，并發現{332}<113>孿晶的出現往往會導致材料低的屈服強度和高的伸長率。由于{332}<113>孿晶的孿晶面與切向方向和密排面及密排方向并不對應，因此許多研究學者對其形成機制進行了研究，表1 所示為關于{332}<113>孿晶的不同形成機制。

表1 關于{332}<113>孿晶的不同形成機制[18-21]

最近關于{332}<113>孿晶的形成機制研究中，Castany P 等[22]在研究Ti-27Nb合金中發現{332}<113>孿晶是應力誘導α''馬氏體中親本{130}<310>α''孿晶還原的結果，同時驗證了Takemoto 的模型結果。為進一步闡明{332}<113>孿晶微觀演變行為，An X L 等[23]設計了對亞穩β 鈦合金(Ti-12Mo)的沖擊試驗。沖擊加載時的高應變率提供了非常高的能量以觸發多個沿不同方向的{332}<113>孿晶，如圖3所示，在初始變形階段，BCC 晶格變形并部分轉變為α''或近α''，同時形成一些ω 相，其中{130}<310>孿晶也被觸發以協調變形，由于β→α''相變是可逆的，α''進一步反向轉變為β，最終與基體形成{332}<113>孿晶關系。因此揭示出{332}<113>孿晶形成機制為β→α''→α{130}T"→β{332}T。

圖3 沖擊載荷變形過程中的微觀組織演變[23]

從現有研究結果不難看出，針對{332}<113>孿晶行為的形成機制難以形成統一定論，其中包括基于幾何層面上提出的原子剪切重組機制和位錯機制，又有基于晶格不穩定性提出的孿晶模型，但都缺少大量試驗的解釋與驗證。因此關于{332}<113>孿晶的形成機制需要進一步研究，

方案2水源選取上還是采用電站上下游的水，如果不能避免汛期含沙量突然增加的水進入沉砂池，還是很難保證汛期備用供水系統的安全可靠性，在這一點上遠不及方案1和方案3有優勢。沉砂池布置在上庫或下庫，距離地下廠房均較遠，從沉砂池取水供至地下廠房供水系統之間的管路將較長，投資也較大。抽水蓄能電站上庫或下庫地形多較陡峭，在不影響正常水庫庫容的情況下找到可以布置較大占地面積的沉砂池的場地是較困難的。

1.3 應力誘發相變

亞穩β 鈦合金在受外加應力條件下通常發生兩種類型的相變：馬氏體α''相變和ω 相變。應力誘發α''馬氏體相變是指亞穩β 鈦合金在馬氏體轉變點以上溫度并通過外加應力使得β 相產生馬氏體轉變，可見應變速率和溫度對馬氏體α''相的形成有著至關重要的作用。Ma X K 等[24]在高溫下通過分離式霍普金森拉桿對Ti-1 023 進行了應變速率1 000～4 000 s-1的拉伸試驗，如圖4 所示，通過能帶對比度圖可以發現在β 晶粒內部產生了大量針狀α''馬氏體，且變形誘導的α''馬氏體隨著應變速率的增加而逐漸變弱，并在2000 s-1時展現出異常的TRIP 效應。同樣地，Zhao X L 等[25]在亞穩β 型Ti-30Zr-5Mo 合金中發現α''相的轉換體積隨著應變速率增加而減小的現象，并在此過程中使得該合金的塑性和加工硬化效應降低。

圖4 不同應變速率的Ti-1 023 合金的EBSD 能帶對比[24]

為進一步探究針狀α''馬氏體對機械加工性能的影響。有研究[26]表明針狀α''馬氏體密度的增加可以使得亞穩β 鈦合金在變形過程產生更細的晶粒，進而提升材料的加工硬化效應。其表現在當材料受到應力誘導時，α''馬氏體可以作為位錯運動的障礙，阻止了位錯被邊界吸收，導致位錯在前面堆積（圖5a）。因此，位錯產生率和吸收率之間的平衡被破壞，進而導致位錯密度的增加，從而形成更細的（亞）晶粒，如圖5b 所示。

圖5 針狀α''馬氏體的晶粒細化演變[26]

而應力誘發ω 相變最早在Ti-15Mo 亞穩β 鈦合金中被發現，其后又在Ti-15.8V 和Ti-19.9V 兩種單晶體β 鈦合金拉伸變形過程中被觀察到，其中Chen K 等[27]首次報道了亞穩β 鈦合金在拉伸過程中的β→SIω→(β+α)順序相變，SIω 的形成是由β 基體中存在的單一非熱ω 變體局部生長和聚集完成，隨著應變的增加，生成的SIω 最終轉變為β+α 相，轉變過程中材料硬化。

1.4 各變形行為相互影響

亞穩β 鈦合金存在有位錯滑移、機械孿生、應力誘發相變等多種變形行為，而現有的大量研究表明，這些變形行為并不是孤立存在的，而是各個變形行為之間相互影響。Zhang J Y 等[28]在研究Ti-12Mo-10Zr 亞穩β 鈦合金變形機制中發現該合金存在多級{332}<113>孿晶體系，如圖6 所示，而在該孿晶體系之下是滑移面{112}、{110}和{123}上的位錯和{332}孿晶相交的分級協調機制。針對多級孿晶協調機制對材料性能之間的影響問題，Gao J H等[29]在Ti-7Mo-3Cr 合金的研究中發現隨著變形進程的不斷發展，存在{112}<111>孿晶和{332}<113>孿晶同時被激活的現象，如圖7 所示，在應變為1.3%時，β 晶粒中出現初生的{112}<111>孿晶和被激活的{332}<113>孿晶；在應變為5%時，初生的{112}<111>孿晶內部出現次生的{112}<111>孿晶，并在孿晶內部激活馬氏體相變，最終在應變為16%時，初生的孿晶、次生孿晶和馬氏體將原晶粒分割，使得該合金的基體得到細化增強。這種雙孿晶行為使得該合金具備較高的屈服強度（695 MPa），借助雙孿晶變形機制可以較好地解決亞穩β 鈦合金屈服強度低的問題。

圖6 多級孿晶體系的形成順序的3D 視圖和剖視圖[28]

圖7 Ti-7Mo-3Cr 合金隨應變增加時的微觀結構演變[29]

另有研究表明{112}<111>變形孿晶與應力誘發ω 相變之間存在緊密聯系。Xing H 等[30]在研究Ti-23Nb-0.7Ta-2Zr 的變形行為中發現該合金在發生{112}<111>孿晶的同時在邊界發現了一層ω 相。為進一步探索其形成機理，Lai M J 等[31]通過Ti-22.6Nb-0.47Ta-1.85Zr-1.34O 合金說明了β→ω 相變不能自發發生，其必須需要{112}<111>孿晶在形成過程中對β 基體產生在其方向上的剪切應力，從而說明了{112}<111>變形孿晶對ω 相的激活作用。隨后Hanada S 等[32]在研究Ti-Cr、Ti-Mo 和Ti-Nb 等亞穩β 合金的變形行為時同樣發現變形孿晶與應力誘導ω 相同時存在，探究其形成機理發現，在鈦合金的β 相穩定性較低時易發生該類變形機制，另外也可能與電子濃度有關。

此外，又有研究者發現{332}<113>變形孿晶與應力誘發馬氏體α''相變相互作用下對材料性能有顯著影響。Marteleur M 等[33]在研究Ti-12Mo 二元亞穩β 鈦合金的變形行為中發現，其應力誘導馬氏體α''相轉變和變形孿生同時出現，伴隨著該合金的屈服行為的激活，其屈服強度低于500 MPa；Fu Y 等[34]在對Ti-15Nb-5Zr-4Sn-1Fe 的變形行為中也證明了多種變形機制存在對其力學性能的影響，變形誘發α''馬氏體與孿生間的相互作用導致該合金出現高的加工硬化現象。同樣地，Lai M J 等[31]研究中表明{332}<113>孿晶和應力誘發α''馬氏體共同被激活后導致TWIP 和TRIP 顯著，在降低材料的屈服強度的同時，提升了合金的加工硬化率，而關于{332}孿晶和應力誘導馬氏體共存的潛在機制尚不清楚，Xiao J F 等[35]利用變形梯度分析法闡明在加載過程中，{130}馬氏體孿晶首先由調制結構產生，然后由β 馬氏體反向轉變產生{332}孿晶，如圖8 所示。

圖8 亞穩β 鈦合金中應力誘發馬氏體和{332}孿晶的耦合[35]

上述研究表明，對亞穩β 鈦合金的變形孿晶行為和應力誘發相變的研究已取得顯著成果，其中，關于不同類型的變形孿晶和應力誘發相變之間的內在聯系與形成機理也逐漸被闡明，并利用亞穩β 鈦合金的獨特孿晶行為可以提升合金的加工硬化率，研發出一系列具備優異力學性能的新型合金。

2 亞穩β 鈦合金的損傷行為

2.1 微孔洞與微裂紋

亞穩β 鈦合金在外加載荷下易發生塑性流動，而微孔洞的形成受到塑性流動與孔洞形核的共同作用[36]，其中關于微孔洞的形核形成機制問題，Curran D R 等[37]認為可歸納為以下幾類：

（1）刃型位錯的出現。位錯作為金屬塑性變形的主要方式之一，亞穩β 鈦合金在外加應力的條件下，其內部經歷塑性變形進而產生刃型位錯，晶體發生刃型位錯中后，導致其內部晶體的一部分相對另一部分出現一個多余的半原子面，這就是微空洞的形核的起源。

（2）位錯墻的出現。亞穩β 鈦合金在高應變率載荷下導致位錯的產生和移動，進而晶粒細化形成位錯墻，位錯墻的出現也會引起材料的應力集中現象，最終導致了微孔洞形核的形成。

（3）第二相的影響。亞穩β 鈦合金中常見的第二相有α 相及ω 相，這些第二相粒子對合金的力學性能有提升作用，同時第二相粒子作為晶體中的雜質使得合金更容易受到應力的集中，此時微孔洞的形核更容易被誘發。

從微孔洞形核被誘發的起因來看，其形成原理并不是固定的，但其潛在的形核點一般為晶體內部的弱區，在受到應力集中的條件下，該弱區發生局部形變，產生局部塑性變形。除上述形成機制外，形核的形成還可能與材料本身的結構有關，比如材料的不均勻、雜質等。

繼微孔洞形核被誘發，由于存在剪切應力，微孔洞將沿剪切帶寬度方向長大的同時，并沿剪切帶的擴展方向被拉長為橢圓，最終與前端的孔洞合并形成微裂紋，當某些區域的微裂紋密度足夠高時，微觀下的損傷演化將發展為宏觀斷裂。Wang J 等[38]通過掃描電鏡原位拉伸試驗，在研究具有層狀微觀結構的亞穩β 鈦合金的損傷演化中指出裂紋會沿著晶粒中的滑移線以及微孔洞富集的相界面和晶界擴展，而當進入剪切帶時，擴展速度會顯著加快，并由于材料的幾何取向往往不同，裂紋擴展的整體路徑呈現鋸齒狀特征，如圖9 所示。亞穩β 鈦合金的不同微觀組織將引起裂紋擴展行為的不同。Qin D Y 等[39]研究了不同微觀組織的Ti-5553 合金（等軸/片層）在動態拉伸和壓縮過程中的斷裂機制，其中片層組織合金邊界上的應變集中可導致微孔的形成，但在片層內部未觀察到任何微孔。由圖10 看出，層狀合金的拉伸損傷僅在層狀單元的邊界處開始。在應力集中的作用下，微孔洞會演化為微裂紋。裂紋可以沿層狀單元邊界擴展，直到裂紋尖端到達層狀單元的三重結。而Wang J等[40]從沖擊能角度設計了雙峰組織和片層組織的亞穩β 鈦合金的沖擊韌性試驗，在裂紋萌生過程中，片層組織吸收的能量更多，抗裂紋擴展能力更強。此外，在裂紋擴展過程中，雙峰組織中的裂紋擴展能量較小，表明裂紋將選擇能量消耗低的擴展路徑，并且擴展速度非?？?。除沖擊能外，雙峰組織和片層組織的合金的沖擊韌性分別為24 J/cm2和36 J/cm2，表明添加了片層組織的合金具有更好的抗裂紋擴展能力。上述研究表明，亞穩β 鈦合金中的不同微觀組織可以提高合金在載荷下的抵抗裂紋擴展能力，實現強度、塑性和沖擊韌性的最佳匹配。在此基礎上，溫度、合金中片層相和等軸相的尺寸和體積分數對合金裂紋擴展的影響值得進一步研究。

圖9 層狀顯微組織Ti-54 432 合金在拉伸過程中的裂紋擴展[38]

圖10 孔洞匯聚與裂紋的擴展[39]

2.2 絕熱剪切

極端的服役條件對亞穩β 鈦合金的抗沖擊疲勞要求更高，而絕熱剪切帶（ASB）是一種容易發生在動載、高應變率下的損傷現象，這種機制通常被描述為塑性流動不穩定現象，即絕熱溫升引起的熱軟化超過加工硬化和應變率硬化。絕熱剪切帶的出現往往伴隨著微孔洞的形核、長大和相互連結成微裂紋的過程，并在裂紋萌生的尖端處取向與裂紋走勢保持一致[41]，如圖11 所示。

圖11 ASB 中的裂紋演化[41]

針對絕熱剪切帶變形行為的研究中（圖12），Yang H L 等[42]通過動態壓縮對Ti-8.5Cr-1.5Sn 合金的絕熱剪切行為研究發現該合金在ASB 周圍有不同的變形類型，其中在遠離ASB 的I 區域，孿晶和馬氏體均勻分布；靠近ASB 的Ⅱ區域，位錯積累加劇導致該區域嚴重變形；而在區域Ⅲ，組織主要有超細等軸晶粒組成。易湘斌等[43]在TB6 鈦合金的絕熱剪切帶研究中發現，在中心轉變帶區域要比形變帶和基體的硬度大，硬度隨著距離剪切帶中心距離的增大而減少，根據現有的研究結果，位錯積累導致的晶粒細化可能是造成這一現象的主要原因。但是，隨著承載時間的變化，剪切帶的寬度增加、長度減少，最終會引起剪切帶的分叉，造成材料強度的降低，弱化材料整體的力學性能。為進一步研究亞穩β 鈦合金動態壓縮過程中的微觀組織演變及破壞過程，Chen K 等[44]研究發現在Ti-6Mo-3.5Cr-1Zr 合金受壓應力作用下發生應力誘發相變，相變帶阻礙了ASB 的形成和擴展，可以延緩ASB 的形成。而Dai J C 等[45]在Ti-15Mo 中發現{332}<113>孿晶的形成限制了ASB 的形成和裂紋分裂?，F有研究表明，孿晶和相變過程在阻礙ASB 和裂紋的萌生和擴展方面起到有效作用，從而延緩材料的失效行為。

圖12 絕熱剪切帶內部及周圍區域的微觀組織[42-44]

此外，ASB 中晶粒明顯細化，超細的β-晶粒形成可以提升其應變硬化能力。Zhan H Y 等[46]利用透射電子顯微鏡對在高應變速率和高溫下變形的Ti-6554合金中絕熱剪切帶內的微觀結構演變和晶粒細化進行了表征，如圖13 所示。在ASB 外部區域的微觀結構主要由以厚位錯團為邊界的單元結構組成，而核心區域的微觀組織主要由等軸亞晶粒和再結晶納米晶粒組成。過渡區由塊狀、細長亞晶粒和等軸亞晶粒的混合物組成，并提出位錯活動在晶粒細化過程中起主導作用。這與大量已有的研究形成證明，其中，Rittel D 等[47]通過實驗觀察到在絕熱剪切帶的形變帶是等軸晶粒，兩側轉變帶則是由于亞晶界的產生而分解出的位錯胞，同時，位錯胞呈現出較小的去取向偏差，而大去向差等軸亞晶形成的形成被認為是位錯胞不斷演變的結果。

圖13 絕熱剪切帶內的微觀結構[46]

然而，從絕熱剪切帶的大變形區獲取晶粒取向和幾何必須位錯（GND）密度分布等關鍵信息的困難阻礙了對鈦合金絕熱剪切失效行為的進一步研究。Liu X 等[41]獲得了Ti-5Al-2.5Cr-0.5Fe 合金ASB 失效位置和周圍區域的晶體去向信息。根據采集到的數據計算了GND 密度分布，揭示了絕熱剪切破壞機理。ASB 中出現了明顯的晶粒細化，ASB 內部的平均晶粒尺寸為10～100 nm。特別是在裂紋尖端，導致許多超細等軸再結晶晶粒（10 nm 級）和織構減弱，并說明了ASB 的裂紋是由前再結晶區域與周圍高加工硬化區域的變形不相容引起的。

3 結語

亞穩β 鈦合金因其優異的力學性能而受到廣泛關注，但由于其變形和失效行為比較復雜，已成為國內外亟待解決的科學問題。目前，研究者通過大量力學及微觀試驗，逐步探索并揭示了其變形損傷與材料強化失效之間的聯系。亞穩β 鈦合金具有位錯滑移、孿生、應力誘導相變等復雜的變形行為，且上述變形行為并不相互獨立，其微觀結構的演化對材料力學性能的影響仍需進一步探究。目前存在的研究方向有：

（1）亞穩β 鈦合金的元素組成與元素添加量會直接影響到其變形機制，而目前關于亞穩β 鈦合金的設計有合金元素法、[Mo]當量、d 電子合金設計和e/a 電子濃度法，各個設計方法各有所長但仍需大量實踐支持。

（2）亞穩β 鈦合金的變形機制受到多種條件影響，如β 穩定性、變形過程或晶粒尺寸等，但其中的影響規律仍未形成完整的體系，其變形機制對力學行為的影響也需進一步研究。

（3）在極端服役環境下，亞穩β 鈦合金會產生不同類型的損傷，如微孔洞（表現為脆性損傷）、微裂縫（表現為延性損傷）和大變形下的絕熱剪切帶等。其中，微孔洞從形成到生長至聚集形成微裂紋，受諸多因素影響，絕熱剪切帶的產生通常與其內部的物相成分及穩定性密切相關。單一的理論難以對其成因做出全面的解釋。因此，進一步揭示其產生機理有助于新一代強韌亞穩β 鈦合金的研發與應用。