張雪峰 ，陳 敏，劉許旸, ，高友智，韋良曉，蔡俊豪，倪梓潔，陳新才

（1.攀枝花學(xué)院,四川 攀枝花 617000；2.四川釩鈦產(chǎn)業(yè)技術(shù)研究院,四川 攀枝花 617000；3.重慶大學(xué)航空航天學(xué)院,重慶 400044）

0 引言

鈦合金因其具有高的比強度，良好的耐蝕性和耐高溫性等特點，被廣泛應(yīng)用在航空航天、醫(yī)療、汽車等領(lǐng)域[1?5]。鈦合金根據(jù)其相組成可分為α 鈦合金，β 鈦合金以及α+β 兩相鈦合金[6?8]。α+β 兩相鈦合金由于兩相間的變形協(xié)調(diào)作用，既具備α 鈦合金的高塑性，又兼有β 鈦合金高強度的性能特點，成為目前工業(yè)領(lǐng)域應(yīng)用的主要合金[9?11]。隨著航空航天工業(yè)等領(lǐng)域的快速發(fā)展，對鈦合金材料的力學(xué)性能提出了更高的要求，不僅要求鈦合金具有高的強度，還要保持良好的塑性。

鈦合金的強韌一體化一直是該領(lǐng)域研究的熱點和重點。在鈦合金強韌化的眾多研究中表明，熱處理是實現(xiàn)鈦合金強韌化的重要手段，合適的熱處理制度可以顯著提高鈦合金的力學(xué)性能[12?16]。Li 和Hui[17]等人在Ti-1023 合金基礎(chǔ)上，采用鉬當(dāng)量和d電子理論成功設(shè)計出新型鈦合金Ti-3Al-4.5Cr-1Fe-4V-1Zr。經(jīng)過固溶處理后該合金強度為850～1 100 MPa，延伸率為12.5%～17%，而對固溶樣品再經(jīng)過時效處理后，合金強度達到1 273 MPa，延伸率為11%，韌性為83.8 MPa·m1/2，實現(xiàn)了強度-延展性-韌性的良好結(jié)合。Li[18]等人通過對Ti-6Al-4V合金多步熱處理，使合金中α 相球化，形成了等軸的兩相組織，從而使合金表現(xiàn)出優(yōu)良的延展性，抗拉強度為953 MPa，伸長率為21.8%。Yumak[19]等人研究了不同熱處理工藝對Ti-15V-3Al-3Sn-3Cr 亞穩(wěn)β 鈦合金力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明合金在250 ℃時效24 h 后再在550 ℃時效20 h，可以產(chǎn)生細(xì)小彌散的α 相，此時合金的力學(xué)性能最佳，抗拉強度和延伸率分別達到1 100 MPa 和9 %。然而，如何進一步提升鈦合金的強度和延展性，使其滿足社會發(fā)展的需求，仍然是一大挑戰(zhàn)。

α+β 型鈦合金因其具有優(yōu)良的綜合性能、熱加工工藝性能、可以進行熱處理強化等特點，被廣泛應(yīng)用于制作航空結(jié)構(gòu)件，其典型代表如Ti-6Al-4V[20?22]。然而V 元素昂貴的價格及熔煉時產(chǎn)生的釩蒸氣會使吸入者有釩中毒的危險，限制了其發(fā)展與應(yīng)用。針對上述問題，利用廉價的合金元素取代或部分取代Ti-6Al-4V 合金中昂貴的V 元素來設(shè)計新型鈦合金是一條簡便且行之有效的方法。西北有色金屬研究院[23]采用廉價的Fe 中間合金部分代替Ti-6Al-4V 中昂貴元素V，研發(fā)出了一種Ti-Fe-VCr-Al 系α+β 兩相鈦合金，該合金經(jīng)過熱處理后強韌性匹配良好，室溫強度達到1 100～1 300 MPa，伸長率在7%～14%，目前該合金已應(yīng)用于坦克裝甲的研制，抗彈性能優(yōu)于TC4 合金。美國Timetal 公司[24]以Fe、Si 元素代替Ti-6Al-4V 合金中的V 元素，設(shè)計開發(fā)出了一種非航空航天用途的新型低成本α+β 型Ti-6Al-2Fe-0.1Si 鈦合金，該合金性能與TC4 相比并不遜色，成本降低了15%～20%，并且具備優(yōu)異的冷熱加工性，主要應(yīng)用于高強度、抗損傷的民用領(lǐng)域鈦合金鈑金結(jié)構(gòu)件，已在氣門座圈的生產(chǎn)中替代了TC4 合金。

從目前已有的研究結(jié)果來看，新型低成本Ti-Al-Fe 系鈦合金的力學(xué)性能與Ti-6Al-4V 相當(dāng)，屬于中強度鈦合金，其最高強度尚不能突破1 300 MPa。由于對Ti-Al-Fe 系合金的研究尚處于初始階段，其諸多特性還未曾發(fā)掘出來，相比于其他鈦合金，Ti-Al-Fe 系合金仍有較大的發(fā)展?jié)摿ΑＨ绾芜M一步提升Ti-Al-Fe 系合金的力學(xué)性能，對推動該體系合金的發(fā)展和應(yīng)用具有重要意義。筆者在目前研究基礎(chǔ)上，采用d 電子理論[25]設(shè)計了一種強韌性匹配的Ti-Al-Fe-Mo 系兩相鈦合金Ti84Al11FeMo4，并研究了不同熱處理工藝對鈦合金兩相組成、微觀組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響規(guī)律。

1 試驗材料和方法

1.1 材料成分設(shè)計

d 電子理論通過參數(shù)Md 和Bo 來表征原子電負(fù)性、原子尺寸以及合金化等綜合因素。表1 為Ti 中不同元素的Bo、Md 參數(shù)值，參考現(xiàn)有的高強韌鈦合金體系參數(shù)值范圍，最終設(shè)計的鈦合金成分為Ti84Al11FeMo4。

表1 Ti 中不同元素Bo、Md 參數(shù)值Table 1 Bo and Md parameter values of different elements in Ti alloy

1.2 試驗方法

采用純度為99.9%的Ti、Fe、Al、Mo 顆粒作為初始原材料，并按照Ti84Al11FeMo4的成分配比進行配料，合金的質(zhì)量為30 g。所有的原材料在熔煉前，都先采用砂紙進行打磨，以便除掉表面的氧化層，避免熔煉時造成嚴(yán)重的氧化。合金顆粒經(jīng)電弧熔煉制備成鈦合金鑄錠。為保證成分的均勻性，合金熔煉次數(shù)為8 次。待合金熔煉完后，將爐子冷卻至室溫，隨后取出合金錠，最終得到直徑為25 mm，厚度為8 mm，質(zhì)量為30 g 的合金紐扣狀樣品。合金經(jīng)熱處理后再通過線切割，加工3～5 個直徑為3 mm，高度為6 mm 的小圓柱用于性能測試。采用萬能試驗機對熱處理后的鈦合金進行力學(xué)性能測試。采用場發(fā)射掃描電子顯微鏡對合金試件的表面形貌以及壓縮斷口特征進行觀測。熔煉后對合金的元素組成進行了測試，測得的合金的實際組成是Ti84.24Al10.9Fe1.02Mo3.84，跟理論配比Ti84Al11FeMo4十分接近。

為研究鈦合金在熱處理過程中物相組成和微觀組織演變對合金力學(xué)性能的影響關(guān)系，需要制定合適的熱處理溫度。采用Thermocalc 熱力學(xué)軟件計算了Ti84Al11FeMo4合金中物相組成隨溫度變化的演化關(guān)系，如圖1 所示。從圖1 可以看出，Ti84Al11FeMo4鈦合金中α+β 兩相組成的溫度區(qū)間為680～885 ℃，885 ℃即為α+β 兩相區(qū)轉(zhuǎn)變?yōu)棣?單相區(qū)的臨界溫度。為保證鈦合金成分均勻，首先使鈦合金在單相區(qū)進行固溶處理，固溶溫度為950 ℃。為研究鈦合金物相組成對鈦合金力學(xué)性能的影響規(guī)律，本研究選擇3 組不同的時效溫度進行熱處理，熱處理制度和對應(yīng)的平衡相圖物相組成如表2 所示。

圖1 Ti84Al11FeMo4 合金的熱力學(xué)計算相圖Fig.1 Calculated thermodynamic phase diagram of Ti84Al11FeMo4 alloy

表2 熱處理制度及熱力學(xué)理論物相組成Table 2 Heat treatment system and thermodynamic theory phase composition

2 結(jié)果及討論

2.1 顯微組織

圖2 為Ti84Al11FeMo4鑄態(tài)合金以及合金在不同時效溫度下的顯微組織。由圖2(a)可以看出，鑄態(tài)合金組織中主要由α 相組成，β 析出相的相含量較少。(b)、(c)和(d)中合金表現(xiàn)出了明顯的兩相組織結(jié)構(gòu)，其中深灰色為β 相，淺灰色為α 相。隨著時效處理溫度的提高，鈦合金微觀組織中β 相的含量逐漸增多。時效溫度在700 ℃時，析出的β 相含量接近30%左右，且表現(xiàn)出來的微觀結(jié)構(gòu)為10 μm 左右的短條狀結(jié)構(gòu)。當(dāng)時效溫度增加到770 ℃時，β相的組成含量增加到接近50%，同時β 相由短條狀逐漸向短針狀轉(zhuǎn)變，尺寸明顯變??；當(dāng)時效溫度增加到850 ℃時，此時β 析出相的含量最多，達到80%左右，并且在粗β 相間分布著大量細(xì)小尺寸的β 相。除此之外，為研究熱處理后合金元素在兩相中的分布情況，對樣品1 進行了能譜分析，如圖3 所示。可以看出，該合金在700 ℃時效處理后，Al 和Mo 元素主要富集在α 相中，而Fe 在兩相中分布相對較為均勻。

圖2 Ti84Al11FeMo4 合金在不同時效溫度下的微觀形貌Fig.2 Micromorphology of Ti84Al11FeMo4 alloy obtained at different aging temperatures

圖3 Ti84Al11FeMo4 合金中合金元素在兩相中的分布情況Fig.3 Distribution of alloying elements in two phases in Ti84Al11FeMo4 alloy

2.2 力學(xué)性能

圖4 為Ti84Al11FeMo4鑄態(tài)合金以及在不同時效溫度下合金的壓縮力學(xué)性能。從圖4 可以看出，合金經(jīng)過不同溫度的熱處理后，其強度和塑性都有著一定程度上的提高。Ti84Al11FeMo4鑄態(tài)鈦合金的壓縮強度為1 366 MPa，斷裂韌性為20%；當(dāng)合金在700 ℃時效處理后，合金強度達到1 712 MPa，與鑄態(tài)合金相比強度提升了25.32%；而770 ℃時效處理后，合金強度達到1 695 MPa，相比鑄態(tài)合金其強度提升了24.1%，這主要歸結(jié)于β 析出相的強化作用。當(dāng)合金在850 ℃進行時效后，其強度和斷裂韌性分別提高到1 558 MPa 和24%；與鑄態(tài)性能相比，強度和塑性分別提高14%以及20%，如表3 所示。對比文獻 [15]中的其他兩相鈦合金，該合金經(jīng)時效處理后表現(xiàn)出了良好的強塑性匹配。這是由于Ti84Al11FeMo4合金進過850 ℃時效處理后，顯微組織中大小相間的β 相分布一方面有利于材料在變形時進行協(xié)調(diào)變形，另一方面也增加了滑移阻力，從而提高材料的強度和塑性。

圖4 Ti84Al11FeMo4 合金在不同時效溫度下的應(yīng)力應(yīng)變曲線Fig.4 Stress-strain curves of Ti84Al11FeMo4 alloy obtained at different aging temperatures

表3 不同時效溫度下Ti84Al11FeMo4 合金壓縮強度和斷裂塑性Table 3 Compressive strength and fracture ductility of Ti84Al11FeMo4 alloy obtained at different aging temperatures

2.3 斷口形貌

圖5 為Ti84Al11FeMo4鑄態(tài)合金以及在不同時效溫度下合金的壓縮斷口形貌。除了在770 ℃時效處理后的樣品，其他樣品的斷口中都有著明顯的韌窩分布，表現(xiàn)出了良好的塑性，這與上述壓縮力學(xué)性能結(jié)果相匹配。

圖5 Ti84Al11FeMo4 合金在不同時效溫度下的斷口形貌Fig.5 Fracture morphologies of Ti84Al11FeMo4 alloy obtained at different aging temperatures

3 結(jié)論

1) 采用d 電子理論設(shè)計出新型兩相鈦合金Ti84Al11FeMo4，隨著時效處理溫度的提高，Ti84Al11FeMo4鈦合金微觀組織中β 相的含量逐漸增多。當(dāng)時效溫度增加到850 ℃時，β 析出相的含量最多，且在粗β 相間分布著大量細(xì)小尺寸的β 相。

2) Ti84Al11FeMo4鈦合金經(jīng)不同時效溫度處理后表現(xiàn)出不同的力學(xué)性能，在700 ℃和770 ℃下時效處理后可顯著提高鈦合金的壓縮強度，而在850 ℃下時效后可以實現(xiàn)鈦合金的強度和塑性的同步提升。