Mo对Ti－Mo系合金显微组织的影响及其强化效应

卢金文，葛 鹏，赵永庆

（1东北大学 材料与冶金学院，沈阳110819；2西北有色金属研究院，西安710016）

钛合金是继钢铁材料和铝合金材料之后又一重要的工程结构材料，由于具有比强度高、耐腐蚀、高温性能稳定以及疲劳强度和抗裂纹扩展能力好等综合特性而被广泛应用于航空航天、石油化工、装备制造以及生物医学等领域[1－3］。工程结构材料要求具有优良的力学性能，既要求材料具有较高的强度，又要求材料具有良好的韧性。提高材料的强度主要通过增大位错运动的阻力来实现，在组织上表现为制造位错运动的障碍。合金元素Mo是钛合金中重要的β合金化元素之一，属于β同晶型稳定元素，在β型钛合金中无限互溶，形成连续固溶体。目前大部分重要的结构钛合金都含有Mo元素，Mo元素在提高合金强度和稳定性的同时可保持合金的塑性并具有优异的耐腐蚀性能[4－6］。另外钛合金的力学性能与其显微组织密切相关，特别是原始β晶粒尺寸对钛合金的力学性能有很大影响，而且晶粒尺寸也影响α晶团尺寸、α片层厚度等参数，从而影响材料力学性能[7－9］。

目前，国内外许多学者都对Ti－Mo系二元合金的组织和性能进行了研究。W.F.Ho等[10］和 N.T.C.Oliveira等[11，12］对铸态 Ti－Mo合金的组织性能研究发现合金的晶体结构和组织形貌随合金Mo含量的不同而发生变化；Chen等[13］和 Zhou等[14，15］对冷轧态与热处理后的Ti－10Mo和Ti－20Mo合金的显微组织及力学性能进行研究，结果表明Ti－Mo合金表现出优异的抗腐蚀性能，其中Ti－10Mo合金由于具有良好的延展性和较低的屈服强度，相对于其他生物金属材料更具广阔的应用前景；X.H.Min等[16］系统研究了α析出相对Ti－15Mo合金间隙腐蚀和抗拉强度的影响，研究表明时效态的Ti－Mo合金（粗大的α析出相）具有较高的抗间隙腐蚀能力，另外合金的抗拉强度随合金α析出相体积分数的增加而减小。但大多数研究主要侧重于不同的Mo含量对合金显微组织或力学性能的影响，对于Ti－Mo合金显微组织、力学性能以及 Mo含量三者之间变化关系的研究较少。本工作主要研究固溶态Ti－Mo合金的显微组织（特别是原始β晶粒尺寸）与力学性能（强度和塑性）以及Mo含量的变化规律，为设计新型钛合金材料及研究钛合金相变过程中组织演变的规律提供参考。

1 实验材料与方法

实验材料为ZH－25真空自耗电弧炉三次熔炼的Ti－Mo系二元合金铸锭，合金设计的Mo元素质量分数分别为1%，2%，4%，15%和20%。合金经开坯、β相区锻造、轧制得到横截面为70mm×30mm的棒材，合金的实测Mo含量如表1所示。采用金相法对Ti－Mo系二元合金的相变点进行测试。根据相变点测试结果，在相变点以上20～50℃进行固溶处理，处理时间为60～360min，研究固溶温度、固溶时间以及合金Mo含量对Ti－Mo系合金组织形貌、原始β晶粒尺寸以及力学性能的影响。

表1 Ti－Mo合金的Mo含量Table 1 Mo contents of experimental Ti－Mo alloys

采用线切割的方式从以上各合金棒材上切取金相和拉伸等性能测试的试样，固溶处理后试样采用OLYMPUSPMG3倒置式金相显微镜进行金相组织观察以及原始β晶粒尺寸的统计；用PW1700型X射线衍射仪对固溶态合金的物相进行分析；用INSTRON1185多功能拉伸试验机进行力学性能测试。

2 实验结果与讨论

2.1 固溶态Ti－Mo合金的显微组织和形貌

图1所示为固溶态Ti－Mo合金的X射线衍射图谱，由图谱可知Ti－Mo合金的晶体结构和显微组织形貌随合金Mo含量的不同而发生变化。Ti－1Mo合金和Ti－2Mo合金主要由α相组成，而Ti－4Mo合金的相组成发生变化，主要由六方马氏体α′相和残留的β晶界组成；当合金的Mo含量大于10%（质量分数，下同）时，合金主要由单一的β相组成。Oliveira[11，12］和W.F.Ho[10］同样对铸态Ti－Mo合金的晶体结构进行了类似的研究，当合金中的Mo含量达到6%时，合金中出现斜方马氏体α″相，即Ti－6Mo合金主要由α′相和α″相组成；当合金中的Mo含量达到7.5%时，合金中的六方马氏体α′相完全转变为斜方马氏体α″相，所以Ti－7.5Mo合金和Ti－8Mo合金主要由斜方马氏体α″相组成；当Mo含量达到9%时，合金中开始有保留的β相，所以Ti－9Mo合金和Ti－10Mo合金主要由斜方马氏体α″相和β相组成。由于钛合金固溶处理的目的主要是为了获得并保留更多的亚稳定相（α′，α″，ω和β′相），而时效处理促进这些亚稳定相按一定方式进行分解，达到与特殊需求钛合金性能的匹配，所以Oliveira[11，12］和 W.F.Ho[10］的研究对固溶态 Ti－Mo合金具有一定的参考价值。合金元素Mo属于β同晶型稳定元素，另外通过实验还可以发现合金Mo含量的增加有利于β相的生成，对β相起到稳定作用。

图2所示为固溶态Ti－Mo合金的显微组织，与XRD分析结果相一致。由图2可以发现，Ti－4Mo主要由细小的针状马氏体α′相和原始β晶界组成，原始β晶粒较粗大，但比较均匀，晶粒尺寸在50～120μm之间，原始β晶界清晰，细小的针状马氏体α′相位于晶内。Ti－15Mo和Ti－20Mo合金主要由等轴的β晶粒组成，晶粒尺寸随合金Mo含量的增加而逐渐减小，晶粒尺寸在20～80μm之间，随Mo含量的增加合金显微组织细化的效果不是很明显，特别是在Mo含量大于15%的条件下。另外从图2还可以发现Ti－15Mo和Ti－20Mo合金晶界内无明显析出相。

图2 固溶态 Ti－Mo合金的金相显微组织 （a）Ti－1Mo；（b）Ti－4Mo；（c）Ti－15Mo；（d）Ti－20MoFig.2 Optical micrographs of the Ti－Mo alloys after the solution treatment（a）Ti－1Mo；（b）Ti－4Mo；（c）Ti－15Mo；（d）Ti－20Mo

2.2 Mo含量和不同固溶条件对合金晶粒度的影响

对Ti－Mo系合金在相变点以上进行60～360min固溶处理，冷却方式均为空冷，随后对固溶处理后的试样进行金相组织观察，如图2所示。由图2可知原始β晶界清晰，便于晶粒度的测量，本实验根据GB／T 6394－2002对Ti－Mo系合金的晶粒度进行测量。每个试样采用若干视场进行晶粒度的统计，然后计算得到原始β晶粒平均尺寸。图3所示为900℃固溶处理后Ti－Mo合金的原始β晶粒平均尺寸与合金Mo含量的变化关系。从图3可以清楚地发现Ti－Mo合金的原始β晶粒平均尺寸随合金Mo含量的增加而显著减小。其原因为合金中大量的Mo元素溶质原子阻碍合金晶界的移动，晶粒长大的阻力增强，从而达到抑制合金晶粒长大的目的。当合金的Mo含量大于4%时，Ti－Mo合金原始β晶粒平均尺寸减小的趋势明显降低，即 Ti－4Mo，Ti－15Mo和 Ti－20Mo的原始β晶粒平均尺寸都位于55～85μm之间，与图2得到的结论相吻合。

图3 900℃固溶处理后Ti－Mo合金的原始β晶粒平均尺寸与合金中Mo含量的变化关系Fig.3 The relationship between averageβgrain size and Mo content of Ti－Mo alloys after solution treatment at 900℃

图4所示为900℃固溶处理后Ti－4Mo合金的原始β晶粒平均尺寸与固溶时间的变化关系。从图4可以发现，随着固溶时间的延长，合金的原始β晶粒平均尺寸明显长大，固溶处理60min时合金的原始β晶粒平均尺寸为86.84μm；固溶处理时间超过120min时合金的原始β晶粒平均尺寸都大于100μm，固溶时间小于120min时合金的平均晶粒长大较快。原始β晶粒在等温条件下长大，其晶粒尺寸与固溶时间可以用Beck方程表示：

式中：Dt为合金固溶时间为t时的平均晶粒直径；D0为原始晶粒直径；k为常数；t为时间；n为晶粒生长指数。由图4可以看出晶粒尺寸与固溶时间大致符合指数增长关系，较好地符合理论推导公式。

图4 900℃固溶处理后Ti－4Mo合金的原始β晶粒平均尺寸与固溶时间的变化关系Fig.4 The relationship between averageβgrain size and solution time of Ti－4Mo alloys after solution treatment at 900℃

图5所示为60min固溶处理后Ti－4Mo合金的原始β晶粒平均尺寸与固溶温度的变化关系。从图5可以发现，合金的原始β晶粒平均尺寸随固溶温度的升高显著增大，特别是固溶温度不小于950℃（高于合金相变点60℃）时合金晶粒长大的趋势明显。当固溶温度超过合金相变点100℃时，合金的晶粒显著粗化和长大，影响合金的综合性能。固溶温度对晶粒长大的作用主要是对合金晶界处原子跨越晶界迁移的扩散过程的影响，即温度越高，合金晶界处原子跨越晶界的扩散速率加快（晶界的平均迁移率与exp（－Q／RT）成正比），合金晶粒的长大速度也越快。综上所述，为避免合金由于在固溶过程中晶粒组织的粗化长大而影响合金的综合性能，因此必须选择合理的固溶温度和固溶时间，Ti－4Mo合金合理的固溶制度：固溶温度在880～920℃之间，固溶时间60min左右。

图5 60min固溶处理后Ti－4Mo合金的原始β晶粒平均尺寸与固溶温度的变化关系Fig.5 The relationship between averageβgrain size and solution temperature of Ti－4Mo alloys after solution treatment for 60min

2.3 晶粒尺寸对合金力学性能的影响规律

在图3的基础上，对不同Mo含量的Ti－Mo合金的力学性能进行测试，根据图3统计的原始β晶粒平均尺寸，得到图6所示的合金原始β晶粒平均尺寸与抗拉强度变化关系的趋势图。由图6可知：在合金固溶条件相同的条件下，合金的抗拉强度随晶粒尺寸的减小而提高，其变化关系符合Hall－Petch关系式。图7所示为相同固溶条件下合金原始β晶粒平均尺寸与合金断后伸长率的变化关系趋势图。由图7可知：合金的塑性随晶粒尺寸的减小有一定程度的降低，但当合金的晶粒尺寸达到80μm时，合金的塑性基本保持不变。

图6 900℃固溶处理后Ti－Mo合金原始β晶粒平均尺寸与抗拉强度的变化关系Fig.6 The relationship between averageβgrain size and tensile strength of Ti－Mo alloys after solution treatment at 900℃

图7 900℃固溶处理后Ti－Mo合金原始β晶粒平均尺寸与伸长率的变化关系Fig.7 The relationship between averageβgrain size and elongation of Ti－Mo alloys after solution treatment at 900℃

合金元素Mo提高合金强度的主要途径是晶界强化和固溶强化，即合金随Mo含量的增加，有效提高了固溶体的溶质原子数量；由于溶质原子和位错的交互作用以及溶质原子和溶剂原子的尺寸差异，或者是偏聚的原子团和基体的体积差异，会引起一个内应力场，这个内应力场与位错也有交互作用，从而增加了位错运动的阻力，使合金的强度提高。合金元素Mo属于置换型β同晶型稳定元素，与钛元素的原子半径相差较小，因此Mo元素对钛合金基体产生的弹性应变场较小，其强化效果也有限，但由于Mo元素与Ti元素未形成金属间化合物，因此Mo元素对钛合金的塑性降低也不是很明显。

另一方面Mo含量的增加，有效细化了钛合金的晶粒，根据 Hall－Petch公式（σS＝σ0＋kd－1／2，其中σS为屈服强度；d为晶粒直径；σ0和k是与材料相关的Hall－Petch公式系数），材料的屈服强度与晶粒直径平方根的倒数呈线性关系，即合金的屈服强度随晶粒直径的减小而增大，所以合金晶粒及内部组织的细化对提高合金的强度是有利的。另外由于晶界更容易发生应力集中，并且随晶粒尺寸的减小，应力集中的效应更加明显，所以合金的伸长率和断面收缩率将随晶粒尺寸的减小而略有降低。

3 结论

（1）Ti－Mo合金的晶体结构和组织形貌随合金Mo含量的不同而发生变化，Ti－1Mo合金和 Ti－2Mo合金主要由等轴的α相组成，Ti－4Mo合金主要由针状六方马氏体α′相和原始β晶界组成；当合金Mo含量超过10%时，合金主要由等轴的β相组成。

（2）合金的晶粒尺寸与固溶的温度和时间以及合金中Mo元素的含量有关。晶粒尺寸与固溶时间呈指数关系；在固溶时间一定的条件下，晶粒随固溶温度的升高而明显粗化，而合金Mo含量的增加也显著减小合金的晶粒尺寸。

（3）合金的抗拉强度随晶粒尺寸的减小而提高，其变化关系符合Hall－Petch关系式，而合金的塑性基本稳定。

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