钛及钛合金以其优异的性能广泛应用于制造结构件、紧固件、支架、飞机附件等^[1-4]。而钛及钛合金的生产成本过高，迫使制造和加工技术向低成本高性能的方向发展^[5-7]。粉末制备钛合金是制备低成本钛合金的主要方式，因此，改善粉末冶金钛制件的力学性能显得尤为重要。孙志雨等^[8]研究了烧结温度对TC4(Ti6Al4V)粉末合金显微组织及性能的影响，制备出由α相和β相组成的双相组织，合金抗拉强度高达1 018 MPa，但延伸率较低，为8.1%。Cvijovic等^[9]采用球形预合金TC4粉在不同热压条件下制备出抗拉强度为924 MPa和延伸率达11%的试样。沈波涛^[10]用TiH₂粉末制备了强度达580 MPa、延伸率达26%的纯钛粉末冶金材料，材料塑性较好。李文贤等^[11]通过选择性激光熔化成形技术(SLM)制备了抗拉强度为1108 MPa，延伸率为10.53%的TC4合金试样。

上述研究表明，粉末制备合金性能与熔铸制备合金性能相比主要存在脆性大、塑性较差的缺点，因此，提高粉末合金制件的塑性十分必要。合金元素铝、钒的加入对钛材料的塑性有较大影响，娄贯涛^[12]等人的研究显示，Al含量对铸造钛合金塑性有明显影响，研究发现，随着铝元素的增加，合金的塑性变差。为此，本文在本课题组前期的研究基础上，选择优化的烧结温度和时间，重点研究了铝钒含量对钛及钛合金(TC4)微观组织与力学性能的影响。

1 实验

以TiH₂粉、Ti粉、Al-V合金粉为原料，粒度均为325目。将Al-V合金粉按不同质量分数(0，2.5%，5%，7.5%，10%)分别加入TiH₂粉及Ti粉中，通过球磨制备成不同铝钒含量的A类(TiH₂-Al-V)与B类(Ti-Al-V)混合粉末，混合粉末的化学成分见表 1。再通过等静压压制成直径为(9.5±0.3)mm的压坯。将压坯进行真空烧结，烧结温度1 150 ℃，保温1.5 h，随炉冷却。

采用日本SHIMADZU力学性能实验机测试试样拉伸性能，拉伸试样为非标样，如图 1所示。利用德国Axion Scope金相显微镜观察试样组织形貌，中国通达TD-3500型XRD衍射仪对样品进行物相检测，日本电子公司扫描电镜JSM-6460进行断口分析，中国HVST-1000维氏硬度计测试硬度。

2 结果与讨论 2.1 铝钒含量对合金物相的影响

图 2为烧结试样的XRD衍射谱图，可以看到，烧结后试样的相主要由密排六方结构α-Ti和少量的体心立方结构的β-Ti构成。由图 2(a)可知，以TiH₂为原料的烧结试样对应的α-Ti最强衍射峰为(101)面，随铝钒含量的升高所对应的衍射峰位置分别为2θ=40.18°，40.26°，40.30°，40.34°，40.46°。由图 2(b)可知，以Ti为原料的烧结试样所对应的α-Ti最强衍射峰为(101)面，随铝钒含量的升高对应的衍射峰位置分别为2θ=40.20°，40.22°，40.30°，40.38°，40.42°；通过纯钛标准PDF卡片α-Ti最强衍射峰对应位置2θ=40.17°可知，铝钒含量越高，α-Ti衍射峰位置向大角度偏移越多。

根据RIR方法估算物相质量分数^[13]，计算公式为

$ {W_{{\rm{ \mathsf{ α} - Ti}}}} = \frac{{{I_{{\rm{ \mathsf{ α} - Ti}}}}}}{{{I_{{\rm{ \mathsf{ α} - Ti}}}} + \frac{{{I_{{\rm{ \mathsf{ α} - Ti}}}}}}{{K_{\rm{ \mathsf{ α} }}^{\rm{ \mathsf{ β} }}}}}} \times 100\% $

(1)

$ {W_{{\rm{ \mathsf{ β} - Ti}}}} = \frac{{{I_{{\rm{ \mathsf{ β} - Ti}}}}}}{{{I_{{\rm{ \mathsf{ β} - Ti}}}} + {I_{{\rm{ \mathsf{ β} - Ti}}}}K_{\rm{ \mathsf{ α} }}^{\rm{ \mathsf{ β} }}}} \times 100\% = 1 - {W_{{\rm{ \mathsf{ α} - Ti}}}} $

(2)

$ K_{\rm{ \mathsf{ α} }}^{\rm{ \mathsf{ β} }} = \frac{{{K_{\rm{ \mathsf{ β} }}}}}{{{K_{\rm{ \mathsf{ α} }}}}} $

(3)

式中：W为物相的质量分数；查询PDF卡片得K_α=0.9，K_β=8.68；I_α-Ti和I_β-Ti的值通过Jade软件分析衍射谱图得到。根据式(1)~(3)可求得试样中α-Ti与β-Ti的相对含量如表 2所示。由表 2可知，α-Ti为主相，β-Ti相的含量较少。在该烧结条件下，随铝钒含量的增加α-Ti与β-Ti的物相质量分数变化较小。

利用jade软件对试样烧结后α-Ti晶格常数进行分析，结果如表 3所示，与标准PDF卡片α-Ti晶格常数a=2.951，b=2.951，c=4.683，对比可知，随铝钒含量增加，晶格常数a和晶格常数b减小，晶格常数c增加，晶轴比增加。分析可知，Al作为α-Ti稳定元素是引起α-Ti晶格常数减小的主要原因，Al的原子半径远小于Ti的原子半径，Al原子占据了一部分Ti原子的晶格位置，形成置换固溶体，导致α-Ti产生晶格畸变，从而引起晶格常数变化。从表 3结果看，Al元素主要影响晶格常数a和晶格常数b，对晶格常数c影响较小。晶格常数c增加的原因可能是间隙元素进入了钛的晶格间隙中。

2.2 铝钒含量对试样相对密度的影响

图 3为试样烧结前后的相对密度。由图 3可知，在相同压制条件下，以TiH₂为原料的试样烧结前相对密度在58.96%~61.87%，而以Ti粉为原料的试样烧结前相对密度在63.78%~70.35%，以TiH₂粉为原料的试样比以Ti粉为原料的试样成型性差，原因是TiH₂粉较Ti粉具有更高的硬度和脆性，难于压制成型。试样经过真空烧结后，以TiH₂为原料的试样相对密度在98.12%~99.97%，以Ti为原料的试样的相对密度在95.05%~96.89%，TiH₂为原料的试样的相对密度更高，更易致密。由图 3可知，压坯相对密度对烧结后试样相对密度影响较小；铝钒含量对烧结前后样品密度影响不大。以TiH₂粉为原料的试样烧结后具有更高致密度，这是由于氢在钛的晶格间隙中，弱化了钛原子之间的结合强度^[14]，同时在真空烧结过程中伴随脱氢，氢的扩散能力很强，在扩散过程中使得原始晶界变得模糊，使晶粒发生破碎，晶粒尺寸越小，材料颗粒越小，颗粒表面能也越高，其烧结驱动力越大，越易于烧结致密化^[15]，另外，脱氢过程伴随多级相变，晶格缺陷较多，有助于烧结过程进行。

2.3 铝钒含量对合金金相组织的影响

图 4为试样的金相组织，图 4(a)~(c)分别是以TiH₂为原料的试样的金相组织形貌；图 4(d)~(f)分别是以Ti为原料的试样的金相组织形貌。图 4(a)与(d)均为等轴组织，组织形态、尺寸基本相同。试样中加入铝钒后，以TiH₂粉为原料的试样以片状组织为主，而以Ti粉为原料的试样以等轴组织为主。对于以TiH₂粉或以Ti粉为原料的试样，铝钒含量的增加对试样组织形貌的影响较小，但两种粉末原料加入铝钒后试样的组织形貌不同。原因是以TiH₂粉为原料的试样在脱氢过程中，伴随着多级相变TiH₂→TiHx+Ti+H，TiHx→Ti+H，因此，引起严重的晶格畸变，使新生成的Ti产生大量新鲜的活性表面，表面能更高，较以Ti粉为原料的试样更易于致密化^[16]，使以TiH₂粉为原料的试样在保温阶段有更充分的时间使高温组织变得粗大，晶界也变少；当试样从β相区冷却时，β-Ti为α-Ti提供了12个不同取向，初生的单个α相层片按照不同的取向关系形核长大，在长大过程中，由于粗大的高温组织使初生α相层片的生长阻力很小，因此，有利于形成不同取向的片状组织^[17]。而以Ti粉为原料的试样在保温结束后高温组织较为细小，晶界较多，在冷却过程中形核数也越多，因此，在初生α相按照不同取向形核长大过程中，晶界和其他初生α相会严重阻碍初生α相的长大，导致在随炉冷却后组织保留为细小的等轴组织。

2.4 铝钒含量对合金力学性能的影响

表 4为试样的拉伸力学性能。由表 4可知，纯TiH₂和纯Ti烧结样品的抗拉强度分别为562.88和513.44 MPa，延伸率分别为28.15%和29.09%。随铝钒含量的增加，TiH₂和Ti对应样品的强度和硬度增加，延伸率下降，最大强度值分别为914.10和937.23 MPa，对应的延伸率分别为7.60%和10.89%。在铝钒含量相同的条件下，纯Ti粉烧结样品对应的试样其延伸率略高，但当铝、钒含量低于7.5%时抗拉强度相较更低。

钛基合金力学性能的改变主要由以下原因造成：Al、V、Ti具有不同的原子半径和电子结构，Al和V融入钛基体时会导致Ti晶格变化，引起原子尺寸效应，从而产生固溶强化效果。随着Al，V元素的增加，固溶强化效果更加明显，但固溶强化的同时，由XRD晶格常数分析，Al的融入使α-Ti的晶轴比(c/a)由1.588变为1.600，导致晶格棱柱面的间距减少，使得棱柱堆垛面的堆垛密度较基体有所减少，不利于棱柱面上的滑移，减少了滑移系^[18]。由于合金中β-Ti的相对含量较少，对材料塑性不利，导致材料的塑性较差。在本研究中，钛合金随Al、V含量的增加总体上强度增加而塑性和韧性下降。

另外，基于两种不同原料制备钛合金的抗拉强度等数值，采用回归分析，进一步研究了Al、V含量对合金力学性能影响的程度。

$ \begin{array}{*{20}{l}} {{R_{{\rm{m(Ti}}{{\rm{H}}_{\rm{2}}}{\rm{ 为原料 )}}}}\ \ = 611.265 + 60.607{\kern 1pt} {\kern 1pt} 3\omega ({\rm{Al}}) - }\\ {{\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} 0.009{\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} 5\omega ({\rm{V}})} \end{array} $

(4)

回归方程的显著性检验：

$ F = 9.066{\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} 54 > {F_{0.1}}(2,2) = 9.00 $

(5)

$ \begin{array}{l} {R_{{\rm{m(Ti 为原料 )}}}} \ \ = 549.49 + 74.382{\kern 1pt} {\kern 1pt} 2\omega ({\rm{Al}}) + \\ {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} 0.00914({\rm{V}}) \end{array} $

(6)

回归方程的显著性检验：

$ F = 20.347{\kern 1pt} {\kern 1pt} 3 > {F_{0.1}}(2,2) = 9.00 $

(7)

$ \begin{array}{*{20}{c}} {{\delta _{{\rm{(Ti}}{{\rm{H}}_{\rm{2}}}{\rm{ 为原料 )}}}}\ \ = 31.073{\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} 1 - 3.706{\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} 9\omega ({\rm{Al}}) + }\\ {0.001{\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} 2\omega ({\rm{V}})} \end{array} $

(8)

回归方程的显著性检验:

$ F = 13.003{\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} 9 > {F_{0.1}}(2,2) = 9.00 $

(9)

$ \begin{array}{*{20}{c}} {{\delta _{{\rm{(Ti}}{\kern 1pt} {\rm{为原料}}){\rm{}}}}\ \ = 31.995{\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} 2 - 3.384\omega ({\rm{Al}}) + }\\ {0.000{\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} 5\omega ({\rm{V}})} \end{array} $

(10)

归方程的显著性检验：

$ F = 9.099{\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} 9 > {F_{0.1}}(2,2) = 9.00 $

(11)

式中F为显著性检验值。

由F可知，各元素的相关性好，方程有效。由式(4)，(6)和(8)，(10)可知，本研究中Al元素对合金的强度和塑性起主要影响，V的影响相对较小。

对应图 3的金相组织可知，以TiH₂为原料加入铝钒的试样其组织形貌为片层状且较粗大，而以Ti粉为原料的对应试样组织形貌为细小的等轴晶。当受到外力作用，片层组织的变形需要丛域中位错平面滑移以同一形式发生，所需应力大，滑移过程中受到界面的阻碍，引起界面处的应力集中，片层组织越粗大，片状丛域相互传递的协调变形能力越差，导致空洞和裂纹的形成并快速扩展，因此，片层组织的强度高但塑性低^[19]。而细小的等轴组织受外力作用时，变形是在α相的个别晶粒中以滑移开始的，所需应力小，随着应变量的增加，滑移向周围的晶粒扩展，减少界面的应力集中，有效防止裂纹的产生，从而使得塑性增加; 同时，由于等轴组织较为细小，而片状组织粗大，细小的等轴组织产生细晶强化，提高了强度。

2.5 断口形貌分析

图 5为试样拉伸断口形貌。图 5(a)是试样TiH₂的断口形貌，为典型的韧窝结构；图 5(b)是试样TiH₂-3Al-2V的断口形貌，以韧窝为主，同时存在一部分沿片层组织晶界脆性断裂的条形花样；图 5(c)是试样TiH₂-6Al-4V的断口形貌，可以看到，除韧窝外有大量的条形花样；图 5(d)，(e)和(f)分别是试样Ti，Ti-3Al-2V，Ti-6Al-4V的拉伸断口形貌，可以看到，断口全部为韧窝状形貌。由图 5可知，纯TiH₂粉和纯Ti粉烧结后的断口均呈韧性断裂，但随合金元素铝、钒增加, 以TiH₂为原料的试样断口的沿晶断裂形貌增加，而以Ti为原料的试样断口的形貌全部以韧窝为主，但韧窝变浅。综上，随铝、钒含量的增加，两类合金的脆性形貌增加。同时，加入铝、钒后的两类合金试样断口形貌不同，纯TiH₂粉对应试样形貌以条形花样为主，纯Ti粉对应试样以韧窝为主，原因是纯TiH₂加入铝钒后对应试样的组织以片状组织为主，而纯Ti加入铝钒后对应试样组织以等轴组织为主，说明等轴组织较片状组织不易产生沿晶断裂，且韧性更好。

3 结论

1) 两种原料对应烧结试样的相主要由密排六方结构的α-Ti和少量的体心立方结构的β-Ti构成，随铝、钒含量的增加，XRD衍射峰向右偏移量越大，晶轴比(c/a)增加。

2) 纯TiH₂和纯Ti烧结样品均为等轴组织；加入铝、钒合金元素后，TiH₂对应烧结样品呈片状组织，Ti对应试样为等轴组织，两类合金随铝、钒含量的增加各自对应组织形貌的变化较小。TiH₂为原料对应样品烧结后相对密度高于Ti对应烧结样品。

3) 烧结纯TiH₂和纯Ti对应样品的抗拉强度分别为562.88和513.44 MPa，强度均较低，但延伸率较高，分别为28.15%和29.09%；随铝、钒含量的增加，TiH₂和Ti对应样品的强度增加，延伸率下降，最大强度分别为914.10和937.23 MPa，对应延伸率分别为7.60%和10.89%；同时，当铝、钒含量相同时，纯Ti对应烧结样品的延伸率略高，但当铝、钒含量低于7.5%时抗拉强度相较更低。

4) 烧结TiH₂和Ti对应样品的断口形貌为典型的韧窝结构，随铝、钒含量的增加两类合金的脆性断裂形貌增加，塑性降低。加入铝钒的两类合金试样断口形貌不同，TiH₂对应试样形貌主要呈条形花样和少量韧窝，Ti对应试样以韧窝为主。