,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