热处理对钛合金Ti84Al11FeMo4组织和性能的影响

张雪峰 ，陈 敏，刘许旸, ，高友智，韦良晓，蔡俊豪，倪梓洁，陈新才

（1.攀枝花学院,四川 攀枝花 617000；2.四川钒钛产业技术研究院,四川 攀枝花 617000；3.重庆大学航空航天学院,重庆 400044）

0 引言

钛合金因其具有高的比强度，良好的耐蚀性和耐高温性等特点，被广泛应用在航空航天、医疗、汽车等领域[1−5]。钛合金根据其相组成可分为α 钛合金，β 钛合金以及α+β 两相钛合金[6−8]。α+β 两相钛合金由于两相间的变形协调作用，既具备α 钛合金的高塑性，又兼有β 钛合金高强度的性能特点，成为目前工业领域应用的主要合金[9−11]。随着航空航天工业等领域的快速发展，对钛合金材料的力学性能提出了更高的要求，不仅要求钛合金具有高的强度，还要保持良好的塑性。

钛合金的强韧一体化一直是该领域研究的热点和重点。在钛合金强韧化的众多研究中表明，热处理是实现钛合金强韧化的重要手段，合适的热处理制度可以显著提高钛合金的力学性能[12−16]。Li 和Hui[17]等人在Ti-1023 合金基础上，采用钼当量和d电子理论成功设计出新型钛合金Ti-3Al-4.5Cr-1Fe-4V-1Zr。经过固溶处理后该合金强度为850～1 100 MPa，延伸率为12.5%～17%，而对固溶样品再经过时效处理后，合金强度达到1 273 MPa，延伸率为11%，韧性为83.8 MPa·m1/2，实现了强度-延展性-韧性的良好结合。Li[18]等人通过对Ti-6Al-4V合金多步热处理，使合金中α 相球化，形成了等轴的两相组织，从而使合金表现出优良的延展性，抗拉强度为953 MPa，伸长率为21.8%。Yumak[19]等人研究了不同热处理工艺对Ti-15V-3Al-3Sn-3Cr 亚稳β 钛合金力学性能的影响。结果表明合金在250 ℃时效24 h 后再在550 ℃时效20 h，可以产生细小弥散的α 相，此时合金的力学性能最佳，抗拉强度和延伸率分别达到1 100 MPa 和9 %。然而，如何进一步提升钛合金的强度和延展性，使其满足社会发展的需求，仍然是一大挑战。

α+β 型钛合金因其具有优良的综合性能、热加工工艺性能、可以进行热处理强化等特点，被广泛应用于制作航空结构件，其典型代表如Ti-6Al-4V[20−22]。然而V 元素昂贵的价格及熔炼时产生的钒蒸气会使吸入者有钒中毒的危险，限制了其发展与应用。针对上述问题，利用廉价的合金元素取代或部分取代Ti-6Al-4V 合金中昂贵的V 元素来设计新型钛合金是一条简便且行之有效的方法。西北有色金属研究院[23]采用廉价的Fe 中间合金部分代替Ti-6Al-4V 中昂贵元素V，研发出了一种Ti-Fe-VCr-Al 系α+β 两相钛合金，该合金经过热处理后强韧性匹配良好，室温强度达到1 100～1 300 MPa，伸长率在7%～14%，目前该合金已应用于坦克装甲的研制，抗弹性能优于TC4 合金。美国Timetal 公司[24]以Fe、Si 元素代替Ti-6Al-4V 合金中的V 元素，设计开发出了一种非航空航天用途的新型低成本α+β 型Ti-6Al-2Fe-0.1Si 钛合金，该合金性能与TC4 相比并不逊色，成本降低了15%～20%，并且具备优异的冷热加工性，主要应用于高强度、抗损伤的民用领域钛合金钣金结构件，已在气门座圈的生产中替代了TC4 合金。

从目前已有的研究结果来看，新型低成本Ti-Al-Fe 系钛合金的力学性能与Ti-6Al-4V 相当，属于中强度钛合金，其最高强度尚不能突破1 300 MPa。由于对Ti-Al-Fe 系合金的研究尚处于初始阶段，其诸多特性还未曾发掘出来，相比于其他钛合金，Ti-Al-Fe 系合金仍有较大的发展潜力。如何进一步提升Ti-Al-Fe 系合金的力学性能，对推动该体系合金的发展和应用具有重要意义。笔者在目前研究基础上，采用d 电子理论[25]设计了一种强韧性匹配的Ti-Al-Fe-Mo 系两相钛合金Ti84Al11FeMo4，并研究了不同热处理工艺对钛合金两相组成、微观组织结构和力学性能的影响规律。

1 试验材料和方法

1.1 材料成分设计

d 电子理论通过参数Md 和Bo 来表征原子电负性、原子尺寸以及合金化等综合因素。表1 为Ti 中不同元素的Bo、Md 参数值，参考现有的高强韧钛合金体系参数值范围，最终设计的钛合金成分为Ti84Al11FeMo4。

表1 Ti 中不同元素Bo、Md 参数值Table 1 Bo and Md parameter values of different elements in Ti alloy

1.2 试验方法

采用纯度为99.9%的Ti、Fe、Al、Mo 颗粒作为初始原材料，并按照Ti84Al11FeMo4的成分配比进行配料，合金的质量为30 g。所有的原材料在熔炼前，都先采用砂纸进行打磨，以便除掉表面的氧化层，避免熔炼时造成严重的氧化。合金颗粒经电弧熔炼制备成钛合金铸锭。为保证成分的均匀性，合金熔炼次数为8 次。待合金熔炼完后，将炉子冷却至室温，随后取出合金锭，最终得到直径为25 mm，厚度为8 mm，质量为30 g 的合金纽扣状样品。合金经热处理后再通过线切割，加工3～5 个直径为3 mm，高度为6 mm 的小圆柱用于性能测试。采用万能试验机对热处理后的钛合金进行力学性能测试。采用场发射扫描电子显微镜对合金试件的表面形貌以及压缩断口特征进行观测。熔炼后对合金的元素组成进行了测试，测得的合金的实际组成是Ti84.24Al10.9Fe1.02Mo3.84，跟理论配比Ti84Al11FeMo4十分接近。

为研究钛合金在热处理过程中物相组成和微观组织演变对合金力学性能的影响关系，需要制定合适的热处理温度。采用Thermocalc 热力学软件计算了Ti84Al11FeMo4合金中物相组成随温度变化的演化关系，如图1 所示。从图1 可以看出，Ti84Al11FeMo4钛合金中α+β 两相组成的温度区间为680～885 ℃，885 ℃即为α+β 两相区转变为β 单相区的临界温度。为保证钛合金成分均匀，首先使钛合金在单相区进行固溶处理，固溶温度为950 ℃。为研究钛合金物相组成对钛合金力学性能的影响规律，本研究选择3 组不同的时效温度进行热处理，热处理制度和对应的平衡相图物相组成如表2 所示。

图1 Ti84Al11FeMo4 合金的热力学计算相图Fig.1 Calculated thermodynamic phase diagram of Ti84Al11FeMo4 alloy

表2 热处理制度及热力学理论物相组成Table 2 Heat treatment system and thermodynamic theory phase composition

2 结果及讨论

2.1 显微组织

图2 为Ti84Al11FeMo4铸态合金以及合金在不同时效温度下的显微组织。由图2(a)可以看出，铸态合金组织中主要由α 相组成，β 析出相的相含量较少。(b)、(c)和(d)中合金表现出了明显的两相组织结构，其中深灰色为β 相，浅灰色为α 相。随着时效处理温度的提高，钛合金微观组织中β 相的含量逐渐增多。时效温度在700 ℃时，析出的β 相含量接近30%左右，且表现出来的微观结构为10 μm 左右的短条状结构。当时效温度增加到770 ℃时，β相的组成含量增加到接近50%，同时β 相由短条状逐渐向短针状转变，尺寸明显变小；当时效温度增加到850 ℃时，此时β 析出相的含量最多，达到80%左右，并且在粗β 相间分布着大量细小尺寸的β 相。除此之外，为研究热处理后合金元素在两相中的分布情况，对样品1 进行了能谱分析，如图3 所示。可以看出，该合金在700 ℃时效处理后，Al 和Mo 元素主要富集在α 相中，而Fe 在两相中分布相对较为均匀。

图2 Ti84Al11FeMo4 合金在不同时效温度下的微观形貌Fig.2 Micromorphology of Ti84Al11FeMo4 alloy obtained at different aging temperatures

图3 Ti84Al11FeMo4 合金中合金元素在两相中的分布情况Fig.3 Distribution of alloying elements in two phases in Ti84Al11FeMo4 alloy

2.2 力学性能

图4 为Ti84Al11FeMo4铸态合金以及在不同时效温度下合金的压缩力学性能。从图4 可以看出，合金经过不同温度的热处理后，其强度和塑性都有着一定程度上的提高。Ti84Al11FeMo4铸态钛合金的压缩强度为1 366 MPa，断裂韧性为20%；当合金在700 ℃时效处理后，合金强度达到1 712 MPa，与铸态合金相比强度提升了25.32%；而770 ℃时效处理后，合金强度达到1 695 MPa，相比铸态合金其强度提升了24.1%，这主要归结于β 析出相的强化作用。当合金在850 ℃进行时效后，其强度和断裂韧性分别提高到1 558 MPa 和24%；与铸态性能相比，强度和塑性分别提高14%以及20%，如表3 所示。对比文献 [15]中的其他两相钛合金，该合金经时效处理后表现出了良好的强塑性匹配。这是由于Ti84Al11FeMo4合金进过850 ℃时效处理后，显微组织中大小相间的β 相分布一方面有利于材料在变形时进行协调变形，另一方面也增加了滑移阻力，从而提高材料的强度和塑性。

图4 Ti84Al11FeMo4 合金在不同时效温度下的应力应变曲线Fig.4 Stress-strain curves of Ti84Al11FeMo4 alloy obtained at different aging temperatures

表3 不同时效温度下Ti84Al11FeMo4 合金压缩强度和断裂塑性Table 3 Compressive strength and fracture ductility of Ti84Al11FeMo4 alloy obtained at different aging temperatures

2.3 断口形貌

图5 为Ti84Al11FeMo4铸态合金以及在不同时效温度下合金的压缩断口形貌。除了在770 ℃时效处理后的样品，其他样品的断口中都有着明显的韧窝分布，表现出了良好的塑性，这与上述压缩力学性能结果相匹配。

图5 Ti84Al11FeMo4 合金在不同时效温度下的断口形貌Fig.5 Fracture morphologies of Ti84Al11FeMo4 alloy obtained at different aging temperatures

3 结论

1) 采用d 电子理论设计出新型两相钛合金Ti84Al11FeMo4，随着时效处理温度的提高，Ti84Al11FeMo4钛合金微观组织中β 相的含量逐渐增多。当时效温度增加到850 ℃时，β 析出相的含量最多，且在粗β 相间分布着大量细小尺寸的β 相。

2) Ti84Al11FeMo4钛合金经不同时效温度处理后表现出不同的力学性能，在700 ℃和770 ℃下时效处理后可显著提高钛合金的压缩强度，而在850 ℃下时效后可以实现钛合金的强度和塑性的同步提升。