钛合金拥有比强度高，耐高温性、耐侵蚀性和生物相容性优异等特点，宽泛利用于航空航天、船舶工业等领域[1?3]。目前，钛合金的造备工艺重要蕴含铸造、铸造和粉末冶金等，其中，粉末冶金工艺可预防铸造中的缩孔缩松等缺点和铸造中的组织不均匀等问题，拥有致密度高、组织均匀、成分可控、可近净成型、资料利用率高蹬着点[4?5]。粉末冶金工艺重要蕴含无压烧结、加压烧结和热机械固结等，但高温烧结时β-Ti相容易急剧扩散造成原始β 晶粒粗化，增长冷却后 α 集束的尺寸和 α 片层的厚度，从而降低钛合金的力学机能[6?8]。为解决该问题，大量钻研通过后处置和合金设计去细化组织，解决粉末冶金钛合金中组织粗化和机能降落的问题[9?11]。

Ti-6Al-4V合金是利用最早和最宽泛迪胙合金，近年来，基于该合金在类似铝?钼当量的基础上设计了大量迪胙合金[12?13]。钻研发现，Mo 元素在常用 β 相不变元素中扩散系数较幼[14]，能够降低 Ti-Mo 系统的扩散系数从而抑造晶粒的长大[15?16]。LI等[12]在Ti-6Al-4V基础上通过Mo、Zr元素代替部门V元素，并通过激光增材造作造备获得了拥有更藐幼 组 织 和 更 高 强 塑 性 的 新 型 Ti-6Al-2V-1.5Mo-0.5Zr-0.3Si钛合金。SHEN等[17]向Ti-6Al-4V合金中增长肯定量的Mo、Fe元素，在细晶强化和固溶强化作用下使强度提高约30%。LIU等[18]钻研发此刻粉末冶金钛合金中参与Mo元素能够故障烧结过程中的晶界迁徙从而达到细化组织的主张。Zr元素作为一种中性元素，可补充强化α-Ti相，并且预防高含量的Al元素造成Ti3Al的形成[19?21]。在粉末冶金钛合金中通过Mo、Zr元素的增长能够显著细化组织并且提高资料的综合力学机能。

因而，为了获得组织藐幼和力学机能优异的粉末冶金钛合金，本钻研基于 Ti-6Al-4V 合金，在类似的铝?钼当量的基础上，以 Mo 和 Zr 元素代替 V元素，设计出Ti-6Al-3Mo-1Zr合金(Ti631)，钻研热压烧结法造备该合金的工艺参数，并对其物相、微观组织以及室和善高温力学机能进行钻研，并与一样工艺前提下造备的Ti-6Al-4V合金(Ti64)进行了对比钻研。

1 、尝试

尝试选取的 Ti-6Al-3Mo-1Zr 预合金球形粉末，由原始高纯 Ti、Al、Mo、Zr 金属颗粒(纯度＞99.99%)经熔炼和氩气气雾化造得，其化学成分如表1所示，预合金球形粉末的化学成分与名义成分根基相符。凭据表1和钛合金β相转变温度推算公式(1)可知，Ti-6Al-3Mo-1Zr合金的β相转变温度约为 997 ℃[22]。图 1 所示为 Ti-6Al-3Mo-1Zr 预合金粉末的粒径散布图、表表和横截面描摹的 SEM 像。

由图 1 可见，粉末直径为 0~270 μm，均匀粒径为54 μm，球形度较好；粉末因急剧凝固而在其表表出现出藐幼的胞状晶，且部门粉末表表因气雾化出产时颗粒之间的碰撞而存在卫星球；预合金粉末内部组织因急剧凝固而出现出过鼓和的细针状马氏体组织。用于对比的合金 Ti-6Al-4V 也选取由原始高纯金属颗粒经熔炼和氩气气雾化造得的类似粒径的

预合金球形粉末来造备，其化学成分如表1所示。

热 压 烧 结 工 艺 采 用 美 国 Centorr Vacuum Industries 公司的 HP?12×12×12 型热压炉设备。热压烧结工艺流程如图2(a)所示，将预合金球形粉末放入内径为30 mm的石墨模具中，选取氩气热压烧结工艺对Ti-6Al-3Mo-1Zr预合金球形粉末进行成型固结，凭据理论推算的β相转变温度，热压烧结工艺 参 数 设 置 为 ： 烧 结 温 度 分 别 为 900、 1000、1100 ℃，升温速度为 10 ℃/min，压力为 30 MPa，在别离选定的烧结温度下保温保压60 min后随炉冷却，随后得到热压烧结态 Ti-6Al-3Mo-1Zr 合金。

Ti-6Al-4V合金的烧结温度为 1000 ℃，其他参数与上述一致。为了后续描述的方便，对各合金名称进行简化，烧结温度别离为 900、1000、1100 ℃的Ti-6Al-3Mo-1Zr 合 金 分 别 命 名 为 Ti631-HP900、Ti631-HP1000、 Ti631-HP1100， 烧 结 温 度 为1000 ℃的Ti-6Al-4V合金定名为Ti64-HP1000。

对热压烧结态样品线切割取样进行成分、物相、微观组织表征和力学机能测试。选取美国力可ONH836型设备对热压烧结态样品的氧含量进行测试。选取 X' pert Powder 型 X 射线衍射仪器对粉末及热压烧结态样品进行物相分析，靶材选用Cu靶，波长为 0.15406 nm，衍射角领域为 10°~90°，并用Jade 6.0 软件分析合金的相组成。对热压烧结态试样进行机械研磨、抛光和侵蚀(侵蚀剂配方(体积分数)为5%HF+10%HNO3+85%H2O，侵蚀功夫为6 s)。

选取Leica DMI500M型光学显微镜(OM)和SU8220型超高分辨率冷场发射扫描电镜(SEM)对合金微观组织进行观察，选取EDS对观察表表进行合金成分分析，并用Image-Pro Plus软件统计晶粒尺寸大幼。凭据各合金元素质量分数(wi)和理论密度(ρi)推算合金理论密度(ρth)，如式(2)所示。推算得到 Ti631 合金的理论密度为4.458 g/cm3，随后选取阿基米德排水法丈量并推算合金的致密度。选取 CMT5105 型电子拉伸试验机对热压烧结态样品进行室温(25 ℃)和高温(300 ℃、600 ℃)拉伸测试，拉伸速度为0.50 mm/min，每组参数测试 3 组取均匀值。热压烧结态样品及拉伸试样如图2(b)所示。

2、 尝试了局

2.1 合金的成分及物相

表2所示为热压烧结成型合金的化学成分。由表 2 可见，热压烧结态 Ti631 合金在分歧热压烧结温度下化学成分变动不大，且热压烧结前后合金成分不变。热压烧结态Ti631-HP1000和Ti64-HP1000合金的 O 含量(质量分数)均低于 0.2%，但与 Ti64-HP1000 合金相比，Ti631-HP1000 合金的 O 含量要多 0.07%。α+β 钛合金的力学机能易受 O 含量的影响，但因部门钛被其他元素置换导致八面体间隙扩大，使得O元素造成的晶格畸变较幼，因而低O含量下，O含量变动对α+β钛合金的力学机能影响不显著[23]。

图 3 所示为 Ti631 预合金粉末、热压烧结态Ti631-HP1000 及 Ti64-HP1000 合金的 XRD 谱。由图 3 可见，Ti631 预合金粉末仅由 α′相组成，由于溶解和急剧凝固，原始β晶粒齐全转变为过鼓和马氏体组织。Ti631-HP1000和Ti64-HP1000合金均由α 相和少量的 β 相组成。在烧结保温过程中，过鼓和马氏体组织转变为β相，随后在炉冷过程中转变为α相，并残留少量β相。

2.2 合金的显微组织

表3所示为热压烧结成型合金的致密度。由表3可见，随着热压烧结温度的增长，由于元素扩散更充分，Ti631合金的致密度增长。在一样热压烧结前提下，由于Mo元素在烧结过程中故障Ti元素扩散，因而 Ti631-HP1000 合金的致密度略低于Ti64-HP1000合金。

图 4 所示为热压烧结成型 Ti631 合金的 OM 和SEM像。由图4可见，随着烧结温度的增长，孔隙率减幼，致密度提高，原始β晶粒尺寸和α集束尺寸变大，但α片层厚度变动不大。由图4(a)和(d)可见，Ti631-HP900合金组织由大量孔隙、等轴α相、α 集束和残存 β 相组成。由于烧结温度在 α+β 两相区(＜997 ℃)，在烧结过程中过鼓和马氏体转变为α相与β相，随炉冷却后，等轴α相保留至室温，β相转变为晶界α相、α集束和残存β相，但晶界α相因等轴 α 相的存在而不显著。由图 4(b)和(e)可见，Ti631-HP1000 合金组织由少量孔隙、晶界 α 相、α集束和残存 β 相组成，阐发出显著的魏氏组织特点。由于烧结温度在β相区，在烧结过程中过鼓和马氏体齐全转变为 β 相，随炉冷却后，β 相转变为晶界 α 相、α 集束和残存 β 相。由图 4(c)和(f)可见，Ti631-HP1100合金组织与Ti631-HP1000合金类似，由于烧结温度的增长，原始β晶粒尺寸和α集束尺寸增长，但α片层厚度变动不大。

为了对比分析，图5所示为一样工艺下热压烧结成型Ti631-HP1000和Ti64-HP1000合金的OM和SEM 像。由图 5 能够看出，Ti631-HP1000 和 Ti64-HP1000 合金的组织均由晶界 α 相、α 集束和残存 β相组成，均阐发出显著的魏氏组织特点。由表4可见，在一样热压烧结前提下，Ti631-HP1000合金的原始 β 晶粒尺寸、α 集束尺寸和 α 片层厚度均显著幼于 Ti64-HP1000 合金，这重要是由于 Mo 的扩散速度比V低，能够降低钛合金的扩散系数[12, 18]，抑造高温烧结过程中原始β晶粒的长大，从而进一步减幼冷却后α集束的尺寸和α片层的厚度。通过图像处置软件推算得到Ti631-HP1000和Ti64-HP1000合 金 的 β 相 含 量 分 别 为 25.4% 和 14.1%， Ti631-HP1000合金的β相含量更高。

2.3 合金的力学机能

图6所示为热压烧结成型合金的室和善高温拉伸曲线。由图 6(a)和(c)可见，随着烧结温度的增长，Ti631合金的室温强度和塑性均阐发出先增长后减幼的趋向，在 1000 ℃时达到最大值，此时抗拉强度为 895 MPa，屈服强度为 823 MPa，断后伸长 率 为 (12.7±0.7)% 。 与 Ti64-HP1000 合 金 相 比 ，Ti631-HP1000 合金的抗拉强度提高了 92 MPa，屈服强度提高了 83 MPa，断后伸长率提高了 3.6%。

同时，Ti631-HP1000合金与Ti64-HP1000合金的加工硬化曲线类似，重要分为两个阶段，第一阶段加工硬化率急剧降落，第二阶段加工硬化率缓慢降落，但没有显著的上升趋向。因而，Ti631-HP1000和 Ti64-HP1000 合金的室温变形均以位错滑移为主[24?25]， 但 与 Ti64-HP1000 合 金 相 比 ， Ti631-HP1000 合金拥有更高的加工硬化率。由于拉伸过程中加工硬化率高的资料通常拥有更高的均匀塑性变形能力[26]，因而，高的加工硬化率导致 Ti631-HP1000 合 金 具 有 更 大 的 断 后 伸 长 率 ， Ti631-HP1000 合金的室温强度和塑性均显著高于 Ti64-HP1000合金。

由图 6(b)和(d)可见，随着拉伸测试温度的增长，Ti631-HP1000和Ti64-HP1000合金的强度逐步减幼，塑性逐步增长。在 300℃下，Ti631-HP1000合金的抗拉强度为617MPa，屈服强度为491 MPa，断后伸长率为(16.2±0.7)%，与Ti64-HP1000合金相比，抗拉强度提高了 69 MPa，屈服强度提高了 45MPa， 断 后 伸 长 率 提 高 了 4.0%； 在 600 ℃ 下 ，Ti631-HP1000合金的抗拉强度为415 MPa，屈服强度为360 MPa，断后伸长率为(22.2±4.2)%，与Ti64-HP1000合金相比，抗拉强度提高了52 MPa，屈服强度提高了 33 MPa，断后伸长率提高了 7.0%。同时，Ti631-HP1000和Ti64-HP1000合金的高温变形均以位错滑移为主[25, 27?29]，在一样测试温度下 ，Ti631-HP1000合金的加工硬化率和均匀塑性变形阶段 应 变 均 显 著 高 于 Ti64-HP1000 合 金 。 Ti631-HP1000合金中Mo元素细化晶粒尺寸的作用可提高合金在高温拉伸的变形协调性故障微孔形核，同时该元素可降低Ti元素在高温时的扩散速度，故障界面的迁徙，在高温拉伸过程中强化界面，提高界面抗裂纹扩大能力，因而 Ti631-HP1000 合金的高温强度和塑性显著提高。

2.4 合金的断口描摹

图7所示为热压烧结成型合金拉伸断口描摹的SEM 像。由图 7(a)~(c)可见，在室温(RT)拉伸前提下，Ti631-HP900合金断口存在原始颗粒描摹，单个颗粒内部存在韧窝，裂纹容易萌生于原始颗粒之间的缝隙处，并沿着缝隙扩大，因而塑性较差；Ti631-HP1000合金断口重要由大量韧窝和少量微孔组成，Ti631-HP1100合金断口重要由大量解理面、少量韧窝和少量微裂纹组成，因而 Ti631-HP1000合金的塑性最好。对比图 7(b)和(d)可见，Ti64-HP1000 合金断口根基全由解理面组成，反映出Ti631-HP1000合金的塑性比Ti64-HP1000更好。由图 7(e) 和 (f) 可 见 ， 在 高 温 拉 伸 条 件 下 ， Ti631-HP1000 合金断口的微孔大幼、韧窝尺寸和深度均增长；在300 ℃拉伸前提下，Ti631-HP1000合金断口的较大微孔会导致微裂纹的增多，因而其塑性低于在600 ℃拉伸前提下的Ti631-HP1000合金。

3 、会商

3.1 强化机造

在一样工艺前提下，Ti631-HP1000 合金的强度高于 Ti64-HP1000 合金，其原因能够从固溶强化、Hall-Petch 效应和 α/β 界面强化进行诠释。首先，固溶强化通常为钛合金中的重要强化机造之一，其表白式如式(3)所示：

式中：Bi为溶质 i 的强化系数，xi为溶质 i 的摩尔分数。

对 于 双 相 钛 合 金 ， 固 溶 强 化 公 式 如 式 (4)所示[30]：

式中：fα和fβ别离为α相和β相的含量。

凭据表 5 和式(4)推算得出，Ti631-HP1000 和Ti64-HP1000合金的固溶强化别离为106 MPa和96MPa，Ti631-HP1000 合金比 Ti64-HP1000 合金要高约10 MPa。

其次，细晶强化引起的强度增量可由经典的Hall-Petch公式给出，其表白式如式(5)所示[31]：

式中：k_y为强度系数；d 为 α 集束尺寸。钛合金中的强化系数领域为(0.5~0.7 MN·m?3/2)[32]，因而，与Ti64-HP1000合金相比，Ti631-HP1000合金由于低扩散速度导致α集束尺寸减幼引起的强度增量估计为12 MPa。

第三，α/β 界面能够有效抵抗变形过程中的位错滑移，因而，α板条的尺寸也被以为是影响钛合金强度的最有效成分之一，α板条厚杜纂屈服强度之间的经验关系如式(6)所示[31]：

式中：W_α暗示α板条的均匀厚度；σ0是一个常量。因而，与Ti64-HP1000合金相比，Ti631-HP1000合金由于 α 板条厚度减幼引起的强度增量估计为66 MPa。

图 8 所示为 Ti631-HP1000 和 Ti64-HP1000 合金的强化机造。由图8可见，推算的屈服强度增量之和与尝试值增量根基切合，Ti631-HP1000合金屈服强度提高的重要原因是α板条厚度的减幼，除此之表还有α集束尺寸的减幼和固溶强化。

3.2 室温拉伸变形行为分析

在一样工艺前提下，Ti631-HP1000 合金在室温拉伸变形过程中的加工硬化率高于Ti64-HP1000合金。图9所示为应变为4.5%时室温拉伸试样侧截面的 SEM 像。由图 9 可见，Ti631-HP1000 和 Ti64-HP1000 合金的室温拉伸变形以位错滑移为主，因而Ti631-HP1000和Ti64-HP1000合金的加工硬化率与位错有关。钛合金中故障位错活动的界面蕴含α/

β界面、相邻α集束之间的天堑和晶界α相与相邻α集束之间的天堑，其中α/β界面对位错的故障力与相邻α和β相的取向关系有关。当相邻的α相和β相之间切合 Burgers 取向关系时，滑移会通过激活残存 β 相的有关滑移系统而实现 α 片层之间的转移，此时，α 片层之间的取向差会导致 α/β 界面堆积位错。当相邻的α和β相之间不切合Burgers取向关系时，滑移线将终止于α/β界面，此时α/β界面也会堆积位错[33?36]。由图 9(a)~(c)可见，Ti631-HP1000 合金表表的滑移线较少且长度较短，这是由于Ti631-HP1000合金的原始β晶粒尺寸、α集束尺寸和α片层厚度均较幼，高度分散的界面有助于增长位错存储能力和位错活动阻力[37?38]，因而 Ti631-HP1000合金的加工硬化率较高。由图 9(d)~(f)可见，Ti64-HP1000合金表表的滑移线较多且长度较长，α/β界面存在剪切偏移[39?41]，这是由于界面较少，对位错活动阻力较低，因而Ti64-HP1000合金的加工硬化率较低。

3.3 室温拉伸断裂行为分析

图 10 所示为室温拉伸试样断口左近侧截面的SEM 像 。 由 图 10 可 见 ， Ti631-HP1000 和 Ti64-HP1000 合金的裂纹扩大蹊径崎岖，Ti631-HP1000合金断口左近侧截面组织存在片层扭曲变形、较少的微孔及微裂纹，这重要是由于 Ti631-HP1000 合金界面较多，变形协调性较好，能够缓解界面的应力集中，从而抑造微孔及裂纹的形核与扩大[42]，因

此Ti631-HP1000合金的塑性较好。而Ti64-HP1000合金断口左近侧截面组织存在较多微孔及微裂纹，这重要是由于Ti64-HP1000合金界面较少，变形协调能力较差，且滑移线经过 α/β 界面时残存 β 相出现剪切偏移，此时会导致不均匀的部门变形[33]，界面的不均匀变形会推进微孔及微裂纹的形核与扩大[43]，因而会造成Ti64-HP1000合金的塑性较差。

4、 结论

1) Ti-6Al-3Mo-1Zr 合金在 1000 ℃的热压烧结成型样品的原始β晶粒尺寸和α集束尺寸最幼。相比力于 Ti-6Al-4V 合金，Ti-6Al-3Mo-1Zr 合金的 β相含量更高，原始β晶粒尺寸、α集束尺寸和α片层厚度显著减幼，别离为176 μm、49 μm和1.49 μm。

2) 1000 ℃热压烧结成型的 Ti-6Al-3Mo-1Zr 合金样品的室温抗拉强度、屈服强度和断后伸长率最高，别离为 895 MPa、823 MPa 和 12.7%。Ti-6Al-3Mo-1Zr合金的室温强度、加工硬化率及塑性均显著优于一样工艺前提下的 Ti-6Al-4V 合金。Ti-6Al-3Mo-1Zr 合金的室温强化机造重要为固溶强化、Hall-Petch 效应和 α/β 界面强化。Ti-6Al-3Mo-1Zr合金室温加工硬化率提高的原因重要在于界面数量的增多使得位错存储能力和位错活动阻力增长。

3) 1000 ℃热压烧结成型的 Ti-6Al-3Mo-1Zr 合金样品的300 ℃抗拉强度、屈服强度和断后伸长率别离为 617 MPa、491 MPa 和 16.2%，其 600 ℃抗拉强度、屈服强度和断后伸长率别离为 415 MPa、360 MPa 和 22.2%。Ti-6Al-3Mo-1Zr 合金的高温强度、加工硬化率及塑性均显著优于一样工艺前提下的 Ti-6Al-4V 合金，其原因在于晶粒尺寸的细化和Ti 元素扩散速度的降低可增长变形协调性并强化界面。

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