D0I:10.13374/1.issm100103.2008.08.008 第30卷第8期 北京科技大学学报 Vol.30 No.8 2008年8月 Journal of University of Science and Technology Beijing Aug.2008 置氢Ti6AI一4V合金组织与室温变形行为的相关性 李晓华)孙中刚)侯红亮)王耀奇)李志强) 1)北京航空制造工程研究所，北京1000242)大连理工大学材料科学与工程学院，大连116023 摘要应用压缩实验研究置氢Ti6A一4V合金的室温力学行为，采用OM,SEM分析了氢对钛合金组织的影响和断口形 貌特征，探讨了置氢钛合金组织和室温变形行为之间的相关性·结果表明：氢的固溶强化作用使置氢Ti6A一V合金硬化效 应增加，但适量的氢可以显著降低其压缩屈服强度和弹性模量，且断裂时发生的变形量增加，此时合金组织为α十阝的双态组 织，当合金中产生粗大的B晶粒时，断裂时发生的变形量显著降低：氢的加入促进了合金中斜方马氏体a”"的生成：置氢Ti61 一V合金的室温压缩断口为延性沿晶断裂或脆性沿晶断裂和解理型穿晶断裂两种断裂方式的混合断口· 关键词钛合金：置氢：显微组织；室温变形 分类号TG146.2+3 Correlation between microstructure and room temperature deformation behavior of the hydrogenated Ti-6Al-4V alloy LI Xiaohua,SUN Zhonggang,HOU Hongliang,WANG Yaoqi,LI Zhiqiang) 1)Beijing Aeronautical Manufacturing Technology Research Institute,Beijing 100024.China 2)School of Materials Science and Engineering.Dalian University of Technology.Dalian 116023.China ABSTRACT The room temperature behavior of the hydrogenated Ti-6Al-4V alloy was investigated by compression test.The influ- ences of hydrogen on the microstructure and the morphology of fracture were analyzed.The correlation between microstructure and room-temperature plasticity of the hydrogenated Ti-6Al-4V alloy was explored.The results show that the hardening effect of the hy- drogenated Ti-6Al-4V alloy is enhanced due to the solution strengt hening function of hydrogen.but the addition of appropriate hydro- gen to the Ti-6Al-4V alloy can dramatically decrease the yield strength and elastic modulus and can increase the compression ratio of the alloy with the binary microstructure.The compression ratio will fall largely when there are coarse B grains in the alloy. Moreover,the addition of hydrogen can promote the generation of orthorhombic martensite a.The fracture of the hydrogenated Ti- 6Al-4V alloy generally displays as compounded one of ductile or brittle intercrystalline fracture and transcrystalline fracture. KEY WORDS titanium alloy:hydrogenation:microstructure:room-temperature deformation 近年来，通过钛合金的置氢加工技术（亦称氢处 BT16合金大直径螺栓生产由热镦改为冷镦，现有 理技术)以达到改性和改善工艺性能的研究在国内 的冷镦设备在钛合金未加氢处理时仅能稳定地生产 外受到广泛的重视2].俄罗斯学者Tsiolkovky首 M6和M8的螺栓，大直径螺栓必须在800~850℃ 次在淬火后的BT15和BT303型钛合金中观察到低 热镦成形，加氢处理后可以稳定地冷镦生产M8至 温氢增塑现象，原始试样初始裂纹出现前的镦粗极 M16的螺栓，生产率可以提高10~12倍[3].国内关 限变形约为60%，当试样中氢的质量分数达到 于置氢钛合金室温塑性行为的研究尚属空白，本文 0.1%时，镦粗压扁至锋利边缘的薄饼，在其侧面未 拟通过室温压缩实验研究置氢Ti6AI一4V合金组 出现任何裂纹，也没有发现明显的屈服点降低；不仅 织和室温变形行为之间的相关性，对于深入研究置 如此，俄罗斯学者在淬火后α十B钛合金中也观察 氢钛合金室温塑性改性机理、推进其应用研究有重 到低温增塑现象，根据低温增塑效应，俄罗斯已将 要的学术价值 收稿日期：2007-06-12修回日期：2008-02-19 作者简介：李晓华(1978-)，女，硕士研究生；侯红亮(1963一)，男，博士，研究员，Emil:hou hl@yahoo-com-en
置氢 Ti－6Al－4V 合金组织与室温变形行为的相关性 李晓华1） 孙中刚2） 侯红亮1） 王耀奇1） 李志强1） 1） 北京航空制造工程研究所北京 100024 2） 大连理工大学材料科学与工程学院大连116023 摘 要 应用压缩实验研究置氢 Ti－6Al－4V 合金的室温力学行为采用 OM、SEM 分析了氢对钛合金组织的影响和断口形 貌特征探讨了置氢钛合金组织和室温变形行为之间的相关性．结果表明：氢的固溶强化作用使置氢 Ti－6Al－4V 合金硬化效 应增加但适量的氢可以显著降低其压缩屈服强度和弹性模量且断裂时发生的变形量增加此时合金组织为 α＋β的双态组 织当合金中产生粗大的 β晶粒时断裂时发生的变形量显著降低；氢的加入促进了合金中斜方马氏体 α″的生成；置氢 Ti－6Al －4V 合金的室温压缩断口为延性沿晶断裂或脆性沿晶断裂和解理型穿晶断裂两种断裂方式的混合断口． 关键词 钛合金；置氢；显微组织；室温变形 分类号 TG146∙2＋3 Correlation between microstructure and room-temperature deformation behavior of the hydrogenated T-i6A-l4V alloy LI Xiaohua 1）SUN Zhonggang 2）HOU Hongliang 1）W A NG Y aoqi 1）LI Zhiqiang 1） 1） Beijing Aeronautical Manufacturing Technology Research InstituteBeijing100024China 2） School of Materials Science and EngineeringDalian University of TechnologyDalian116023China ABSTRACT T he room temperature behavior of the hydrogenated T-i6A-l4V alloy was investigated by compression test．T he influences of hydrogen on the microstructure and the morphology of fracture were analyzed．T he correlation between microstructure and room-temperature plasticity of the hydrogenated T-i6A-l4V alloy was explored．T he results show that the hardening effect of the hydrogenated T-i6A-l4V alloy is enhanced due to the solution strengthening function of hydrogenbut the addition of appropriate hydrogen to the T-i6A-l4V alloy can dramatically decrease the yield strength and elastic modulus and can increase the compression ratio of the alloy with the α＋βbinary microstructure．T he compression ratio will fall largely when there are coarse βgrains in the alloy． Moreoverthe addition of hydrogen can promote the generation of orthorhombic martensite α″．T he fracture of the hydrogenated T-i 6A-l4V alloy generally displays as compounded one of ductile or brittle intercrystalline fracture and transcrystalline fracture． KEY WORDS titanium alloy；hydrogenation；microstructure；room-temperature deformation 收稿日期：2007-06-12 修回日期：2008-02-19 作者简介：李晓华（1978－）女硕士研究生；侯红亮（1963－）男博士研究员E-mail：hou-hl＠yahoo．com．cn 近年来通过钛合金的置氢加工技术（亦称氢处 理技术）以达到改性和改善工艺性能的研究在国内 外受到广泛的重视［1－2］．俄罗斯学者 Tsiolkovky 首 次在淬火后的 BT15和 BT30β型钛合金中观察到低 温氢增塑现象原始试样初始裂纹出现前的镦粗极 限变形约为 60％当试样中氢的质量分数达到 0∙1％时镦粗压扁至锋利边缘的薄饼在其侧面未 出现任何裂纹也没有发现明显的屈服点降低；不仅 如此俄罗斯学者在淬火后 α＋β钛合金中也观察 到低温增塑现象．根据低温增塑效应俄罗斯已将 BT16合金大直径螺栓生产由热镦改为冷镦现有 的冷镦设备在钛合金未加氢处理时仅能稳定地生产 M6和 M8的螺栓大直径螺栓必须在800～850℃ 热镦成形加氢处理后可以稳定地冷镦生产 M8至 M16的螺栓生产率可以提高10～12倍［3］．国内关 于置氢钛合金室温塑性行为的研究尚属空白本文 拟通过室温压缩实验研究置氢 Ti－6Al－4V 合金组 织和室温变形行为之间的相关性对于深入研究置 氢钛合金室温塑性改性机理、推进其应用研究有重 要的学术价值． 第30卷 第8期 2008年 8月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol．30No．8 Aug．2008 DOI:10．13374／j．issn1001－053x．2008．08．008
第8期 李晓华等：置氢T6A一4V合金组织与室温变形行为的相关性 .889 1实验材料与方法 数据点最少进行两次实验，结果取平均值 用Olympus BX41M型光学显微镜观察置氢后 1.1置氢试样的制备 Ti6A4V合金的显微组织，室温压缩断口形貌采 原始材料为Ti6A4V合金棒材，室温压缩试 用Cambridge S-360型扫描电镜进行分析. 样采用GB7314-2005标准试样，尺寸为4mm× 6mm,试样经表面处理，置入自制的管式氢处理炉， 2实验结果与分析 抽真空10-3Pa,加热至750℃，充入高纯氢气，炉内 2.1微观组织 氢分压趋于稳定时随炉冷却至室温；此后，试样经封 Ti6A1一4V合金置氢前后光学显微组织如图2 装后再经850℃固溶处理，保温30~60min,随炉冷 和图3所示，分析表明，原始合金为α十B等轴组 却至600℃后水淬.具体过程见图1所示.采用高 织，合金中加入0.13%的氢（质量分数），组织仍为 精度物理天平通过称重法测定实际氢含量，精密分 等轴组织，但由于氢的加入降低了B相变点，合金 析天平的感量为1×10-5g 在850℃时发生了类似完全退火的转变，此时初生 固溶处理 置氢 炉冷至 850℃× 600℃ 750℃×2h 30 min 者 月：a+6 淬水 炉冷至室温 →c” 时间 图1Ti6A-V合金的置氢工艺 Fig.1 Hydrogenation flowsheet of the Ti-6Al-V alloy 40m 1.2实验方法 图2原始Ti6A一V合金组织 室温压缩实验在CMT4305型电子万能试验机 Fig-2 Microstructure of as received Ti-6Al-4V alloy 上进行，压缩速率为0.5mms一1，压缩过程中每个 (a) (b) 50μm 50μm (c) (d) 50m 50 um 图3置氢Ti6A一4V合金的光学显微组织.(a)0.13%H:(b)0.21%H:(c)0.33%H:(d)0.54%H Fig.3 Microstructures of the hydrogenated Ti-6Al-4V alloy (a)0.13%H:(b)0.21%H:(c)0.33%H:(d)0.54%H
1 实验材料与方法 1∙1 置氢试样的制备 原始材料为 Ti－6Al－4V 合金棒材室温压缩试 样采用 GB7314－2005标准试样尺寸为●4mm× 6mm．试样经表面处理置入自制的管式氢处理炉 抽真空10－3Pa加热至750℃充入高纯氢气炉内 氢分压趋于稳定时随炉冷却至室温；此后试样经封 装后再经850℃固溶处理保温30～60min随炉冷 却至600℃后水淬．具体过程见图1所示．采用高 精度物理天平通过称重法测定实际氢含量精密分 析天平的感量为1×10－5 g． 图1 Ti－6Al－4V 合金的置氢工艺 Fig．1 Hydrogenation flowsheet of the Ti－6Al－4V alloy 1∙2 实验方法 室温压缩实验在 CMT4305型电子万能试验机 上进行压缩速率为0∙5mm·s －1压缩过程中每个 数据点最少进行两次实验结果取平均值． 用 Olympus BX41M 型光学显微镜观察置氢后 Ti－6Al－4V 合金的显微组织室温压缩断口形貌采 用 Cambridge S－360型扫描电镜进行分析． 2 实验结果与分析 2∙1 微观组织 Ti－6Al－4V 合金置氢前后光学显微组织如图2 和图3所示．分析表明原始合金为 α＋β等轴组 织合金中加入0∙13％的氢（质量分数）组织仍为 等轴组织但由于氢的加入降低了 β相变点合金 在850℃时发生了类似完全退火的转变此时初生 图2 原始 Ti－6Al－4V 合金组织 Fig．2 Microstructure of as received T-i6A-l4V alloy 图3 置氢 Ti－6Al－4V 合金的光学显微组织．（a）0∙13％ H；（b）0∙21％ H；（c）0∙33％ H；（d）0∙54％ H Fig．3 Microstructures of the hydrogenated T-i6A-l4V alloy：（a）0∙13％ H；（b）0∙21％ H；（c）0∙33％ H；（d）0∙54％ H 第8期 李晓华等： 置氢 Ti－6Al－4V 合金组织与室温变形行为的相关性 ·889·
,890 北京科技大学学报 第30卷 α相占90%以上，只有少量的晶间3相.随氢含量 于一方面随着氢含量增加，晶格畸变增大而产生强 的增加，合金转变为“韧十P转的双态组织，B相比例 化；另一方面随着氢含量增加，氢化物出现并增多而 增大，次生ā相为层片状，氢的质量分数增至 产生强化 0.33%时，形成完整粗大的原始B相晶粒边界，且 1800 100 在原始P晶界上分布有清晰的晶界α相，原始B晶 1600 90 内为针状α束域，其间为B相，α束域的位向相同或 1400 -△-G2 --Gm 80 相互交错呈编织状，说明含氢0.33%的合金相变点 -0-E 已降到850℃左右，合金从B相区附近淬火未能完 1000 度 全转变成马氏体而保留了阝相晶界，因冷却速率较 800 60 慢，层片状α相长大形成了魏氏组织，因在600℃淬 600 50 火，使α束域呈现针状.氢的质量分数增加到 400 0 0.1020.30.40.50.6 40 0.54%时，B相已完全转变为针状马氏体a”. 氢的质量分数% 2.2室温力学性能 图5不同氢含量试样的室温力学性能曲线 试样的室温压缩真应力一真应变曲线如图4所 Fig.5 Curves of room-temperature mechanical properties of the 示，曲线末端对应试样断裂的位置，试样断裂时的 specimens with different hydrogen contents 应变量即为极限变形率。试样的室温力学性能变化 此外，置氢试样的弹性模量在低氢时也呈下降 规律见图5所示.结果表明，置氢0.21%试样的极 限变形率明显提高，达到43.7%，比原始合金增加 趋势，氢质量分数为0.38%时，其弹性模量仅有原 14.4%,而置氢0.33%试样的极限变形率大幅度降 始合金的50%.弹性模量是表征金属与合金原子间 低，说明仅在氢质量分数为0.21%附近很小的范围 结合能高低的参数之一，弹性模量的降低是由于氢 进入钛合金后，削弱了金属原子之间的键合作用，降 内能有效地提高压缩极限变形率，原始合金屈服点 低了原子间的结合能.同时这种弱键效应减少了 明显，硬化过程中应力值平稳上升直至峰值，形成较 溶质原子扩散所需克服的能垒，因而能增强钛原子 低的屈服“平台”，而置氢试样的屈服点不明显，但压 的自扩散能力和溶质原子的扩散能力 缩屈服强度随氢含量的增加而降低，氢质量分数为 2.3微观组织对力学性能的影响 0.54%时的屈服强度仅有原始合金的50%.置氢试 研究表明，只有适当地控制氢含量和变形条件 样屈服后硬化效应加剧，随氢含量增加，由于氢的固 才能发挥氢的积极作用).分析图3(a)和(b),氢 溶强化作用使流变应力攀升速度加快，直至峰值应 质量分数为0.21%时，合金中有更多的B相，且a、 力而断裂，形成较高的应力“平台”区；氢质量分数增 阝两相比例更接近1：1，比前者具有更高的塑性，因 至0.54%时，流变应力攀升速度反而下降，可能是 此提高B相数量并控制α、B两相比例有利于提高 由于氢化物的析出，减弱了氢在合金中的固溶强化 合金的室温塑性.此外，氢质量分数为0.21%的试 作用.合金中加入0.13%的氢，能获得最小峰值流 样在发生应力软化后甚至出现第二个“平台”（见 变应力·峰值流变应力先减小后增加的原因可能在 1800 图4所示)，其原因可能在于：一方面压应力对试样 0.54% 做的功转化为热能，而钛合金导热性差，致使试样局 1600 部温度升高，产生不均匀变形而使流变应力下降，进 1400 0.33% 入应力软化阶段；另一方面因置氢增加了塑性阝相 0.21% 1200 0% 数量，能引发更多的滑移系和双晶系，使位错数量增 加，并降低了位错滑移阻力，使位错迁移率增加，从 1000 而表现为流变应力下降].但室温下软化程度有 800 限，只是暂时缓解原来的硬化效果，所以维持时间很 600 0 0.10.20.30.40.50.6 短即发生断裂， 真应变 进一步分析表明，由于置氢0.33%的试样中生 图4不同氢含量试样的室温压缩真应厂真应变曲线 产粗大的魏氏体组织（图3(c),致使合金压缩断裂 Fig.4 Curves of true strain and true stress of the specimens with 时的变形量最小.随氢含量的增加，B相转变为针 different hydrogen contents 状马氏体a(图3(d),屈服强度进一步下降，但压
α相占90％以上只有少量的晶间 β相．随氢含量 的增加合金转变为 α初＋β转 的双态组织β相比例 增大次生 α相为层片状．氢的质量分数增至 0∙33％时形成完整粗大的原始 β相晶粒边界且 在原始 β晶界上分布有清晰的晶界α相原始 β晶 内为针状α束域其间为 β相α束域的位向相同或 相互交错呈编织状说明含氢0∙33％的合金相变点 已降到850℃左右合金从 β相区附近淬火未能完 全转变成马氏体而保留了β相晶界因冷却速率较 慢层片状α相长大形成了魏氏组织因在600℃淬 火使 α束域呈现针状．氢的质量分数增加到 0∙54％时β相已完全转变为针状马氏体α″． 图4 不同氢含量试样的室温压缩真应力－真应变曲线 Fig．4 Curves of true strain and true stress of the specimens with different hydrogen contents 2∙2 室温力学性能 试样的室温压缩真应力－真应变曲线如图4所 示．曲线末端对应试样断裂的位置试样断裂时的 应变量即为极限变形率．试样的室温力学性能变化 规律见图5所示．结果表明置氢0∙21％试样的极 限变形率明显提高达到43∙7％比原始合金增加 14∙4％而置氢0∙33％试样的极限变形率大幅度降 低说明仅在氢质量分数为0∙21％附近很小的范围 内能有效地提高压缩极限变形率．原始合金屈服点 明显硬化过程中应力值平稳上升直至峰值形成较 低的屈服“平台”而置氢试样的屈服点不明显但压 缩屈服强度随氢含量的增加而降低氢质量分数为 0∙54％时的屈服强度仅有原始合金的50％．置氢试 样屈服后硬化效应加剧随氢含量增加由于氢的固 溶强化作用使流变应力攀升速度加快直至峰值应 力而断裂形成较高的应力“平台”区；氢质量分数增 至0∙54％时流变应力攀升速度反而下降可能是 由于氢化物的析出减弱了氢在合金中的固溶强化 作用．合金中加入0∙13％的氢能获得最小峰值流 变应力．峰值流变应力先减小后增加的原因可能在 于一方面随着氢含量增加晶格畸变增大而产生强 化；另一方面随着氢含量增加氢化物出现并增多而 产生强化． 图5 不同氢含量试样的室温力学性能曲线 Fig．5 Curves of room-temperature mechanical properties of the specimens with different hydrogen contents 此外置氢试样的弹性模量在低氢时也呈下降 趋势氢质量分数为0∙38％时其弹性模量仅有原 始合金的50％．弹性模量是表征金属与合金原子间 结合能高低的参数之一弹性模量的降低是由于氢 进入钛合金后削弱了金属原子之间的键合作用降 低了原子间的结合能［4］．同时这种弱键效应减少了 溶质原子扩散所需克服的能垒因而能增强钛原子 的自扩散能力和溶质原子的扩散能力． 2∙3 微观组织对力学性能的影响 研究表明只有适当地控制氢含量和变形条件 才能发挥氢的积极作用［5－6］．分析图3（a）和（b）氢 质量分数为0∙21％时合金中有更多的 β相且 α、 β两相比例更接近1∶1比前者具有更高的塑性因 此提高 β相数量并控制α、β两相比例有利于提高 合金的室温塑性．此外氢质量分数为0∙21％的试 样在发生应力软化后甚至出现第二个“平台” （见 图4所示）．其原因可能在于：一方面压应力对试样 做的功转化为热能而钛合金导热性差致使试样局 部温度升高产生不均匀变形而使流变应力下降进 入应力软化阶段；另一方面因置氢增加了塑性 β相 数量能引发更多的滑移系和双晶系使位错数量增 加并降低了位错滑移阻力使位错迁移率增加从 而表现为流变应力下降［7－9］．但室温下软化程度有 限只是暂时缓解原来的硬化效果所以维持时间很 短即发生断裂． 进一步分析表明由于置氢0∙33％的试样中生 产粗大的魏氏体组织（图3（c））致使合金压缩断裂 时的变形量最小．随氢含量的增加β相转变为针 状马氏体α″（图3（d））屈服强度进一步下降但压 ·890· 北 京 科 技 大 学 学 报 第30卷
第8期 李晓华等：置氢T6A一4V合金组织与室温变形行为的相关性 ,891 缩断裂时产生的变形量却有所增大，分析认为：由 口表面呈结晶状，形貌较为平整，断裂小刻面呈光滑 于氢的加入降低了3相转变温度，增加了3相的稳 平台，基本没有宏观塑性变形特征，因此可以判断， 定性，降低了临界冷却速率和马氏体转变的特征温 压缩试样的断裂方式应为脆性断裂中的解理型穿晶 度，因此可以在较低的温度和较低的冷却速率下淬 断裂或准解理晶间断裂. 火而获得大量针状马氏体；同时，因为氢在钛及其合 图6给出了不同氢含量的试样室温压缩后的微 金中往往主要集中在晶界处，随着温度的降低，α和 观断口形貌，由图6可见，原始棒料压缩后有大量 3相中的氢将过饱和，从而使α和B相承受较大的 且大片的卵形韧窝和平整光滑的延伸区，表现为延 应力场作用，这些应力场将会诱发阝相发生马氏体 性断裂特征，而宏观上表现为脆性断裂特征，符合延 转变，因此尽管冷却速率未达到马氏体转变所需的 性沿晶断裂的形貌特征，延性沿晶断裂是在外力作 冷却速率也可能发生马氏体转变，钛合金中的马氏 用下首先在晶界最薄弱处一分散粒子与母相界面 体为过饱和的置换固溶体，产生的晶格畸变较小，对 处产生裂纹源，然后以剪切方式形成空洞，空洞长大 合金只有较小的强化作用，尤其出现斜方马氏体α” 并连接而形成沿晶韧窝断裂.由于Ti6AI一4V合 时，合金的屈服强度将明显下降，基于上述组织的 金中初生α相析出及共析转变主要发生在原始晶 变化，置氢0.54%压缩断裂时的变形量有所增大但 界处，因而在这些晶界处将沉淀较多的初生α相及 仍低于原始棒材，可能是因为一方面大量氢置入合 脆性氢化物δ相，使裂纹在这些晶界处比较容易扩 金后，晶界相界处形成了脆性的氢化物ò相，δ相既 展，形成沿晶韧窝断裂.对于等轴α十B两相组织， 有利于裂纹萌生又有利于裂纹扩展，另一方面氢诱 若晶界上有不连续的3相时，断裂方式通常为α相 发的马氏体α对裂纹的扩展也具有重要的作用，二 的解理型穿晶断裂；若晶界上有连续阝相存在时， 者共同作用促进了Ti6A一4V合金的室温高氢含 断裂的方式则随氢的浓度和压力而变化，压力较低 量氢脆效应而使塑性降低10]， 时，断口仍是α相的解理断裂，连续的B相以延性 2.4室温压缩断口分析 方式断裂，高氢浓度下的断裂方式变为沿α和P相 室温压缩宏观断口平面与压缩轴线大约呈45° 界面分离，因此对于原始棒料和低氢试样其断口也 角向两端滑移分离，断口呈锋利的楔型或刀尖型，断 可以是解理型穿晶断裂，此外，马氏体与基体界面 (a) 6 20m 20m 20m 20m 图6不同氢含量试样的压缩断口形貌.(a)原始合金：(b)0.21%H:(c)0.33%H:()0.54%H Fig6 Compression fracture morphologies of the specimens with different hydrogen contents:(a)original alloy:(b)0.21%H:(e)0.33%H: (d)0.54%H
缩断裂时产生的变形量却有所增大．分析认为：由 于氢的加入降低了 β相转变温度增加了 β相的稳 定性降低了临界冷却速率和马氏体转变的特征温 度因此可以在较低的温度和较低的冷却速率下淬 火而获得大量针状马氏体；同时因为氢在钛及其合 金中往往主要集中在晶界处随着温度的降低α和 β相中的氢将过饱和从而使 α和β相承受较大的 应力场作用这些应力场将会诱发 β相发生马氏体 转变因此尽管冷却速率未达到马氏体转变所需的 冷却速率也可能发生马氏体转变．钛合金中的马氏 体为过饱和的置换固溶体产生的晶格畸变较小对 合金只有较小的强化作用尤其出现斜方马氏体 α″ 时合金的屈服强度将明显下降．基于上述组织的 变化置氢0∙54％压缩断裂时的变形量有所增大但 仍低于原始棒材可能是因为一方面大量氢置入合 金后晶界相界处形成了脆性的氢化物 δ相δ相既 有利于裂纹萌生又有利于裂纹扩展另一方面氢诱 发的马氏体 α″对裂纹的扩展也具有重要的作用二 者共同作用促进了 Ti－6Al－4V 合金的室温高氢含 量氢脆效应而使塑性降低［10］． 2∙4 室温压缩断口分析 室温压缩宏观断口平面与压缩轴线大约呈45° 角向两端滑移分离断口呈锋利的楔型或刀尖型断 口表面呈结晶状形貌较为平整断裂小刻面呈光滑 平台基本没有宏观塑性变形特征．因此可以判断 压缩试样的断裂方式应为脆性断裂中的解理型穿晶 断裂或准解理晶间断裂． 图6给出了不同氢含量的试样室温压缩后的微 观断口形貌．由图6可见原始棒料压缩后有大量 且大片的卵形韧窝和平整光滑的延伸区表现为延 性断裂特征而宏观上表现为脆性断裂特征符合延 性沿晶断裂的形貌特征．延性沿晶断裂是在外力作 用下首先在晶界最薄弱处－－－分散粒子与母相界面 处产生裂纹源然后以剪切方式形成空洞空洞长大 并连接而形成沿晶韧窝断裂．由于 Ti－6Al－4V 合 金中初生 α相析出及共析转变主要发生在原始晶 界处因而在这些晶界处将沉淀较多的初生 α相及 脆性氢化物δ相使裂纹在这些晶界处比较容易扩 展形成沿晶韧窝断裂．对于等轴 α＋β两相组织 若晶界上有不连续的 β相时断裂方式通常为 α相 的解理型穿晶断裂；若晶界上有连续 β相存在时 断裂的方式则随氢的浓度和压力而变化压力较低 时断口仍是 α相的解理断裂连续的 β相以延性 方式断裂高氢浓度下的断裂方式变为沿 α和β相 界面分离因此对于原始棒料和低氢试样其断口也 可以是解理型穿晶断裂．此外马氏体与基体界面 图6 不同氢含量试样的压缩断口形貌．（a） 原始合金；（b）0∙21％ H；（c）0∙33％ H；（d）0∙54％ H Fig．6 Compression fracture morphologies of the specimens with different hydrogen contents：（a） original alloy；（b）0∙21％ H；（c）0∙33％ H； （d）0∙54％ H 第8期 李晓华等： 置氢 Ti－6Al－4V 合金组织与室温变形行为的相关性 ·891·
.892 北京科技大学学报 第30卷 处也会产生较大的应力场，使裂纹比较容易扩展，而 Nonferrons Met.2003.13(3):533 形成解理型穿晶断裂，为断口上大片不平整锯齿状 (侯红亮，李志强，王亚军，等.钛合金热氢处理技术及其应 用前景.中国有色金属学报，2003,13(3)：533) 区域，因此原始棒料的室温压缩断口应是延性沿晶 [2]Eliezer D.Eliaz N.Senkov O N.et al.Positive effects of hydro- 断裂和解理型穿晶断裂这两种断裂方式的混合 gen in metals.Mater Sci Eng.2000.A280:220 断口. [3]Ning X L.Revisable alloying of titanium alloys.Prog Titanium 置氢0.21%试样的断口有大量且大片的卵形 1nd,1995(1):19 韧窝和平整光滑的延伸区，且韧窝尺寸较长，表明在 (宁兴龙.钛合金的可逆氢合金化，钛工业进展，1995(1)： 19) 沿晶断裂前曾经剪切滑移过相当的距离，显示了较 [4]ZhangS Q.Effect of hydrogen on hot working for titanium al- 好的塑性，断裂前产生了较大的变形量，此时断口为 loys.Mater Eng.1992(2):24 延性沿晶断裂和解理型穿晶断裂这两种断裂方式的 (张少卿.氢在钛合金热加工中的作用，材料工程，1992(2)： 混合断口，整体表现为延性断裂：氢质量分数为 24) 0.33%时，断口形貌则更多地表现为解理型穿晶断 [5]Gong B.Hydrogen Deduced Phase Transformation of Titanium 裂和脆性沿晶断裂特征，晶间断裂产生的不再是韧 and Titanium Alloys and Its Applications Dissertation ] 窝而是呈现多面体晶粒形状；氢质量分数为0.54% Shenyang:Northeast University,1992 (宫波，氢致钛和钛合金的相变组织转变及其应用[学位论 时，断口形貌介于前两者之间， 文].沈阳：东北大学，1992) 3结论 [6]Lin T H.Hydrogen in Titanium and the Influence on Mechani- cal Performance [Dissertation].Beijing:University of Science (1)钛合金中加入适量的氢可以显著降低其压 and Technology Beijing.1990 (林天辉，钛合金中的氢及其对力学性能的影响[学位论文]， 缩屈服强度和弹性模量，Ti一6Al一4V合金加入 北京：北京科技大学，1990) 0.54%的氢，屈服强度下降50%；加入0.38%的氢， [7]llyin AA,Nosov V K.Kollerov M Y,et al.Hydrogen technolo- 弹性模量下降50%. gy of semiproducts and finished goods production from high (2)钛合金中加入适量的氢可提高其室温变形 strength titanium alloys//Advances in the Science and Technolo- 能力，且断口形式发生显著变化，Ti6Al一4V合金 gy of Titanium Alloy Processing.California.1996:517 加入0.21%的氢，压缩断裂时的变形量提高 [8]Morasch K R,Bahr D F.The effects of hydrogen on deformation and cross slip in BCC titanium alloy.Scripta Mater.2001.45 14.4%,与之相对应的合金组织为α十B的双态组 (2).839 织，断口呈延性沿晶断裂；随着氢含量的增加，组织 [9]Sha W,Mckinven C J.Experimental study of the effects of hy- 中产生粗大的B晶粒，断裂时的变形量大幅度降 drogen penetration on gamma titanium aluminide and beta 21S ti- 低，断口呈脆性沿晶断裂和解理型穿晶断裂两种断 tanium alloys.JAlloy Compd,2002(3):L16 裂方式的混合断口. [10]Su Y Q.Luo LS.Guo JJ.et al.Investigation on the mi- crostructures and hydrogen embrittlement mechanism of hydro- 参考文献 genated Ti6Al4V.Rare Met Mater Eng.2005.34(4):52 (苏彦庆，骆良顺，郭景杰，等.Ti6A一V合金渗氢氢化组 [1]Hou H L.Li Z Q.Wang Y J.et al.Technology of hydrogen 织及氢脆机制的研究.稀有金属材料与工程，2005,34(4)： treatment for titanium alloy and its application prospect.Chin J 52)
处也会产生较大的应力场使裂纹比较容易扩展而 形成解理型穿晶断裂为断口上大片不平整锯齿状 区域．因此原始棒料的室温压缩断口应是延性沿晶 断裂和解理型穿晶断裂这两种断裂方式的混合 断口． 置氢0∙21％试样的断口有大量且大片的卵形 韧窝和平整光滑的延伸区且韧窝尺寸较长表明在 沿晶断裂前曾经剪切滑移过相当的距离显示了较 好的塑性断裂前产生了较大的变形量此时断口为 延性沿晶断裂和解理型穿晶断裂这两种断裂方式的 混合断口整体表现为延性断裂；氢质量分数为 0∙33％时断口形貌则更多地表现为解理型穿晶断 裂和脆性沿晶断裂特征晶间断裂产生的不再是韧 窝而是呈现多面体晶粒形状；氢质量分数为0∙54％ 时断口形貌介于前两者之间． 3 结论 （1） 钛合金中加入适量的氢可以显著降低其压 缩屈服强度和弹性模量．Ti－6Al－4V 合金加入 0∙54％的氢屈服强度下降50％；加入0∙38％的氢 弹性模量下降50％． （2） 钛合金中加入适量的氢可提高其室温变形 能力且断口形式发生显著变化．Ti－6Al－4V 合金 加入 0∙21％ 的 氢压 缩 断 裂 时 的 变 形 量 提 高 14∙4％与之相对应的合金组织为 α＋β的双态组 织断口呈延性沿晶断裂；随着氢含量的增加组织 中产生粗大的 β晶粒断裂时的变形量大幅度降 低断口呈脆性沿晶断裂和解理型穿晶断裂两种断 裂方式的混合断口． 参 考 文 献 ［1］ Hou H LLi Z QWang Y Jet al．Technology of hydrogen treatment for titanium alloy and its application prospect．Chin J Nonferrons Met200313（3）：533 （侯红亮李志强王亚军等．钛合金热氢处理技术及其应 用前景．中国有色金属学报200313（3）：533） ［2］ Eliezer DEliaz NSenkov O Net al．Positive effects of hydrogen in metals．Mater Sci Eng2000A280：220 ［3］ Ning X L．Revisable alloying of titanium alloys．Prog Titanium Ind1995（1）：19 （宁兴龙．钛合金的可逆氢合金化．钛工业进展1995（1）： 19） ［4］ Zhang S Q．Effect of hydrogen on hot working for titanium a-l loys．Mater Eng1992（2）：24 （张少卿．氢在钛合金热加工中的作用．材料工程1992（2）： 24） ［5］ Gong B．Hydrogen Deduced Phase T ransformation of Titanium and Titanium Alloys and Its Applications ［ Dissertation ］． Shenyang：Northeast University1992 （宫波．氢致钛和钛合金的相变组织转变及其应用 ［学位论 文］．沈阳：东北大学1992） ［6］ Lin T H．Hydrogen in Titanium and the Inf luence on Mechanical Performance ［Dissertation ］．Beijing：University of Science and Technology Beijing1990 （林天辉．钛合金中的氢及其对力学性能的影响［学位论文］． 北京：北京科技大学1990） ［7］ Ilyin A ANosov V KKollerov M Yet al．Hydrogen technology of semiproducts and finished goods production from high strength titanium alloys∥ A dv ances in the Science and Technology of Titanium Alloy Processing．California1996：517 ［8］ Morasch K RBahr D F．The effects of hydrogen on deformation and cross slip in BCC titanium alloy．Scripta Mater200145 （2）：839 ［9］ Sha WMckinven C J．Experimental study of the effects of hydrogen penetration on gamma titanium aluminide and beta21S titanium alloys．J Alloy Compd2002（3）：L16 ［10］ Su Y QLuo L SGuo J Jet al．Investigation on the microstructures and hydrogen embrittlement mechanism of hydrogenated Ti6Al4V．Rare Met Mater Eng200534（4）：52 （苏彦庆骆良顺郭景杰等．Ti－6Al－4V 合金渗氢氢化组 织及氢脆机制的研究．稀有金属材料与工程200534（4）： 52） ·892· 北 京 科 技 大 学 学 报 第30卷
