合金元素对Ti-Mo合金的相结构和力学性能的影响

顾苏怡 周正存 敖 培

（1.苏州市职业大学，江苏苏州 215104；2.晋元高级中学，上海 200333）

自从Baker［1］发现Ti-35Nb（质量分数／% ，下同）合金具有形状记忆效应以来，β型形状记忆钛合金因具有良好的生物相容性且无毒，已得到了较多的研究［2-6］。纯钛有同素异构转变，低温下为密排六方（hcp）结构的α-Ti，还有体心立方（bcc）结构的β-Ti［7］。低温下，如果加入β 相稳定剂Nb、Mo等，也能得到β相。当β相稳定剂的加入量超过一定值时，可获得全部为β相的组织［7］。添加β相稳定剂的钛合金淬火后可获得α′（hcp）相、α″（正交马氏体）相和βM（亚稳β）相或其混合物，最终相组成决定于β相稳定剂的加入量。在特定温度下，钛合金中α″和β相会相互转化并形成形状记忆效应［6］。一方面，最大转变应变小，另一方面，βM相是亚稳相，在加热过程中会转变成ω相，将对钛合金的形状记忆效应及力学性能产生不利影响［8-9］，这两方面都与β相稳定剂的类型和体积分数有关。有研究指出，Nb、Mo、Fe、Cr等是β 相稳定剂，而Al、Sn 等是α 相稳定剂［10］，Al能降低马氏体相变的起始温度，细化晶粒，产生固溶强化［10-11］。Sn是α相稳定剂，但能阻碍ω相的形成，增加β相的稳定性［10］。Fe是β相稳定剂，但能形成共析相及化合物从而减少缓冷时β相的数量［10］。可以看出，关于钛合金的α和β相稳定剂对相组成的影响，以上报道尚存在分歧和不确定性。因此，添加元素对相结构、组织及力学性能的影响还需作进一步研究。本文在Ti-12Mo合金中加入Al、Fe、Sn、Nb等合金元素，研究这些元素的加入对其相结构和力学性能的影响。

1 试验材料与方法

在氩气保护下，采用真空电弧熔炼制备不同化学成分的钛合金铸锭。原材料为纯Ti（99.99%，质量分数，下同）、纯Mo（99.9%）、纯Nb（99.9%）、纯Al（99.999%）、纯Fe（99.99%）和纯Sn（99.9%）。合金铸锭质量约为100 g，成分分别为Ti-12Mo、Ti-12Mo-2X（X ＝Al，Sn，Fe，Nb）。将铸锭在1 100℃轧制成圆形，切割成5 mm×5 mm×10 mm试样用于X射线衍射测定等。热处理工艺为在氩气中加热至950℃保温30 min炉冷或水冷。

采用Brook D8 ADVANCE型X射线衍射仪检测钛合金的相组成，铜靶，波长λ＝0.154 nm，散射角度2θ＝20°～80°，采用E／A-QT-01 型力学测试仪测定不同化学成分的合金热处理后的压缩性能，获得压缩应力-应变曲线。

2 结果和讨论

2.1 相结构

图1和图2分别为950℃加热后炉冷和水冷的Ti-12Mo合金和Ti-12Mo-2X（X ＝Al，Fe，Nb，Sn）合金的X射线衍射（X-ray diffraction，XRD）图谱。可以看出，950℃加热后炉冷的Ti-12Mo合金组织由α和β相组成，而水冷的Ti-12Mo合金则存在α″+βM相。

XRD图谱表明，加入第3种元素对950℃加热后炉冷和水冷的Ti-12Mo基合金的α、α′／α″、β 或βM相均有影响。从图1可以看出，从950℃炉冷的含铝Ti-12Mo合金中α相的衍射峰强度增大，这与文献［10］一致，表明Al是α相稳定剂。尽管Sn也是α相稳定剂，但其抑制了ω相的形成，从而提高了β相数量［8］。Fe是β相稳定剂，β相的峰高应增强，但它能增强α相的峰高。其原因可能是Fe促进了β相和α相共析产物的形成，转化成了α相和金属化合物，从而提高了α相数量［10］。Nb也是β相稳定剂，但它提高了α相数量。

图1 从950℃炉冷的Ti-12Mo和Ti-12Mo-2X（X ＝Al，Fe，Nb，Sn）合金的XRD 图谱Fig.1 XRD patterns of the Ti-12Mo and Ti-12Mo-2X（X ＝Al，Fe，Nb，Sn）alloys cooled in furnace from 950℃

图2表明，加入2%Fe的Ti-12Mo合金组织均为βM相，说明Fe能稳定β相。从950℃水冷的Ti-12Mo-2Nb合金中βM相的数量少于水冷的Ti-12Mo-2Fe合金，可见Nb也能稳定β相，但其稳定作用比Fe小。Sn能促进β相的形成，尽管它是α相稳定剂，但在退火时能阻碍β→ω转变。然而对于从950℃水冷的Ti-12Mo合金，Sn仍具有稳定α相的作用，因为没有β→ω转变，从而增加了α″相的数量。与经相同热处理的Ti-12Mo合金相比，从950℃水冷的Ti-12Mo-2Sn合金中α″相的数量更多。同理，加入Al的Ti-12Mo合金中α″相的数量增加，进一步证实了Al是α相的强稳定剂。

图2 从950℃水冷的Ti-12Mo和Ti-12Mo-2X（X ＝Al，Fe，Nb，Sn）合金的XRD 图谱Fig.2 XRD patterns of the Ti-12Mo and Ti-12Mo-2X（X ＝Al，Fe，Nb，Sn）alloys cooled in water from 950℃

2.2 力学性能

2.2.1 炉冷和水冷Ti-12Mo合金的杨氏模量、屈服强度及弹性应变

图3是从950℃炉冷和水冷的Ti-12Mo合金的压缩应力-应变曲线。可以看出，炉冷Ti-12Mo合金的屈服强度和弹性模量比水冷合金的高。这与相结构的差异有关，炉冷Ti-12Mo合金组织为α+β相，而水冷Ti-12Mo合金组织为α″+βM相，还有少量α′相（如图1和图2所示）。根据文献［3］，与α及α+β相比，α″相的杨氏模量较小。另外，亚稳态βM相比稳态β相的体积分数小，杨氏模量也最小［12］。同样，稳定的β相使弹性模量增大［13］。因此，水冷Ti-12Mo合金的模量小于炉冷Ti-12Mo合金。从图4可以看出，水冷Ti-12Mo合金的屈服强度远高于炉冷合金，说明在水冷过程中形成了ω相，而ω相能显著提高屈服强度［14］。ω相非常细小，很难被检测到。另外，α″相会降低强度［15］。从图3可明显看出，水冷Ti-12Mo合金的弹性应变远大于炉冷Ti-12Mo合金，后者弹性应变很小。水冷Ti-12Mo合金的高弹性应变系应力诱发的α″↔β 相变所致［1，6］。

图3 从950℃炉冷和水冷的Ti-12Mo合金的应力-应变曲线Fig.3 Stress-strain curves of the Ti-12Mo alloy cooled from 950℃in furnace and in water

图4 从950℃水冷的Ti-12Mo和Ti-12Mo-2X（X ＝Al，Sn，Fe，Nb）合金的应力-应变曲线Fig.4 Stress-strain curves of the Ti-2Mo and Ti-12Mo-2X（X ＝Al，Sn，Fe，Nb）alloys cooled from 950℃in water

2.2.2 水冷Ti-12Mo-2X（X ＝Al，Sn，Fe，Nb）合金的杨氏模量、屈服强度和超弹性应变

图4是从950℃水冷的Ti-12Mo-2X（X＝Al，Sn，Fe，Nb）合金的压缩应力-应变曲线，表明了4种元素加入对水冷Ti-12Mo合金力学性能的影响。其中，Ti-12Mo-2Fe合金的杨氏模量最大，Ti-12Mo和Ti-12Mo-2Nb合金次之，Ti-12Mo-2Al合金的杨氏模量最小。可见与α和α+β相比，α″相的杨氏模量最小［3］。从图2所示的XRD图谱可以看出，水冷的Ti-12Mo-2Al合金中α″相最多，而水冷的Ti-12Mo-2Fe合金没有α″相。另外，水冷的Ti-12Mo合金中Al和Sn都是α相稳定剂，而Fe和Nb都是β相稳定剂。最不稳定的β相杨氏模量最小［12］，而最稳定的β相杨氏模量最大，这与本文结果一致。从图4可以看出，从950℃水冷的Ti-12Mo-2Fe合金的屈服强度最高，而Ti-12Mo-2Sn合金的屈服强度最低。这是因为Ti-12Mo-2Sn合金中α″相更多，从而强度降低［15］。另外图4表明，Ti-12Mo-2Al合金的超弹性应变最大，其次是Ti-12Mo-2Sn、Ti-12Mo-2Nb和Ti-12Mo合金，Ti-12Mo-2Fe合金的最小。超弹性应变是由应力诱发的α″↔β相变引起的［16］。可见只有同时具有α″相和βM相的合金才能产生应力诱发的超弹性，具有βM单相或几乎是βM单相的合金不会产生超弹性应变。

3 结论

（1）Al是α相稳定剂，能增加从950℃炉冷的Ti-12Mo-2Al合金中的α相和水冷的Ti-12Mo-2Al合金中的α″相，减少βM相。

（2）Fe是β相稳定剂，与水冷的Ti-12Mo合金相比，Ti-12Mo-2Fe合金的组织全部为βM相，Fe在缓冷条件下能促进化合物形成，从而减少β相。

（3）Sn是α相稳定剂，可以增加水冷Ti-12Mo-2Sn合金中的α″相，阻碍β→ω相变并降低β相的转变温度，从而增加Ti-12Mo-2Sn合金中的β相。

（4）含有α″和βM相的合金超弹性应变更好，杨氏模量更小。从950℃水冷的Ti-12Mo-2Al合金杨氏模量最小，屈服强度最高。水冷的Ti-12Mo基合金，随着α″相数量的增加，其杨氏模量减小而超弹性应变增大。