1、前 言

近年，近α型高溫鈦合金已成為研究熱點(diǎn)。國(guó)外，600℃高溫鈦合金研究成果已用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)上，取得了良好使用效果。如英國(guó)的IMI834、美國(guó)的Ti－1100、俄羅斯的BT18Ｙ等高溫鈦合金研究成果應(yīng)用在航空發(fā)動(dòng)機(jī)上后，顯著地提高了發(fā)動(dòng)機(jī)的性能。IMI834合金是20世紀(jì)80年代英國(guó)IMI鈦公司和Roll－Ｒｏｙｃｅ公司聯(lián)合開發(fā)的一種鈦合金，使用溫度接近600℃，取代了噴氣發(fā)動(dòng)機(jī)原用的IMI685，IMI82９合金，一直用在ＥＪ200軍用噴氣式發(fā)動(dòng)機(jī)上，還用做Ｒ－ＲＴｒｅｎｔ系列商用噴氣式發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣盤和高壓壓氣機(jī)渦輪盤［1－6］。

國(guó)內(nèi)高溫鈦合金研究也取得了重要的進(jìn)展與成果，如中國(guó)科學(xué)院金屬研究所和寶鈦集團(tuán)有限公司開發(fā)的Ti60鈦合金、西北有色金屬研究院開發(fā)的Ti600高溫鈦合金。相關(guān)單位還在繼續(xù)對(duì)航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)盤和渦輪盤用高溫鈦合金開展深入研究，不斷滿足航空發(fā)動(dòng)機(jī)對(duì)高溫鈦合金的要求。Ti60，Ti600［2］高溫鈦合金是國(guó)內(nèi)鈦合金研究成果的重要代表，具有國(guó)際先進(jìn)水平。

為滿足600℃下航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)盤所需材料的性能設(shè)計(jì)要求，開展了高溫鈦合金成分和顯微組織的研究。在合金成分（Ti－Al－Sn－Zr－Mo－Nb－Ta－Si系）確定的前提下，通過(guò)對(duì)合金鍛造和熱處理工藝的研究，控制合金的α2強(qiáng)化相和硅化物相的成形形態(tài)和數(shù)量，使該合金的環(huán)材組織為雙態(tài)組織，從而保證該合金具有良好的綜合性能，以期該合金環(huán)材在航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)盤上得到應(yīng)用。

2、實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)采用寶鈦集團(tuán)有限公司真空自耗爐熔煉的4t工業(yè)鑄錠，其ɑ＋β/β相轉(zhuǎn)變溫度為1045℃。

鑄錠經(jīng)β相區(qū)開坯成棒坯，棒坯下料后在β相區(qū)和ɑ＋β兩相區(qū)采用多火次鍛造工藝，鍛制出?460／?220ｍｍ×160ｍｍ的環(huán)材，環(huán)材經(jīng)雙重退火后切取試樣，分別進(jìn)行拉伸、熱穩(wěn)定、蠕變、斷裂韌性和顯微組織等項(xiàng)目檢測(cè)。拉伸試驗(yàn)在德國(guó)的Ｚｗｉｃｋ萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，其中熱穩(wěn)定性試樣需要在600℃進(jìn)行100ｈ的熱暴露；利用ＺｅｉｓｓＡｘｉｏｖｅｒｔ200ＭＡＴ金相顯微鏡觀察熱處理前后的金相顯微組織，利用掃描電鏡和透射電鏡檢查強(qiáng)化相α2和硅化物；在ＳＡＮＳ－ＧＷＴ105高溫蠕變持久試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行蠕變及持久實(shí)驗(yàn)，蠕變?cè)囼?yàn)條件為600℃／160Mpa／100ｈ，持久試驗(yàn)條件為600℃／310MPa；斷裂韌性試驗(yàn)采用緊湊拉伸試樣，在ＭＴＳ810材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。

3、結(jié)果及討論

3.1　顯微組織

環(huán)材在α＋β兩相區(qū)鍛造后不同部位的鍛態(tài)金相顯微組織見(jiàn)圖1。從圖中已經(jīng)觀察不到原始β晶界，初生α相呈等軸狀或橢球狀，長(zhǎng)條狀初生α相較少。

由于環(huán)材在α＋β兩相區(qū)變形量較大，長(zhǎng)條狀的連續(xù)晶界α相被充分破碎，保證了環(huán)材的室溫塑性和熱穩(wěn)定性。環(huán)材不同部位的鍛態(tài)組織差別不大，環(huán)材外緣和內(nèi)緣初生α相的形態(tài)雖然有些差別，但數(shù)量卻相差不大（見(jiàn)圖1ａ和圖1ｃ），說(shuō)明內(nèi)外緣的變形溫度和冷卻速度均相差不大。但因熱加工變形量的均勻性存在差別，外緣處變形均勻，初生α相等軸化程度較好（大小均一且分布均勻），而且環(huán)材內(nèi)外處變形均勻性和冷卻條件相對(duì)不一致，導(dǎo)致初生α相等軸化程度和體積稍有差別；環(huán)材1／2Ｒ處由于冷卻速度較慢、熱加工時(shí)變形更均勻，因此初生α相的比例更大、等軸化程度更好一些。

圖1　環(huán)材的鍛態(tài)顯微組織：（ａ）外緣；（ｂ）1／2Ｒ處；（ｃ）內(nèi)緣

Ｆｉｇ.1　Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓｏｆｆｏｒｇｅｄｒｉｎｇ：（ａ）ｏｕｔSiｄｅ；（ｂ）1／2ｒａｄｉｕｓ；（ｃ）ｉｎSiｄｅ

環(huán)材經(jīng)過(guò)雙重退火熱處理后的顯微組織見(jiàn)圖2。 從圖2中可以看到，α＋β兩相區(qū)熱加工的環(huán)材，經(jīng)過(guò)雙重退火熱處理后環(huán)材為較均勻的雙態(tài)組織。與鍛態(tài)組織相比，其初生α相含量明顯減少，其等軸初生α相體積分?jǐn)?shù)減少為25％～30％，且環(huán)材各個(gè)方向組織更加均勻一致。

圖2　環(huán)材經(jīng)雙重退火熱處理后的顯微組織：（ａ）弦向；（ｂ）徑向；（ｃ）軸向

Ｆｉｇ.2　ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆTi60ｒｉｎｇａｆｔｅｒｄｕｐｌｅｘｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔ：（ａ）ｃｈｏｒｄｗｉｓｅ；（ｂ）ｒａｄｉａｌｄｉｒｅｃTiｏｎ；（ｃ）ａｘｉａｌｄｉｒｅｃTiｏｎ

3.2　硅化物和α2強(qiáng)化相

為了提高熱強(qiáng)性，Ti60鈦合金中加入了較高含量的Si。通過(guò)透射電鏡觀察，發(fā)現(xiàn)合金中有硅化物析出（見(jiàn)圖3）［3］。由于Si在β鈦中的溶解度大大超過(guò)在α鈦中的溶解度，硅化物伴隨著β鈦向α鈦的轉(zhuǎn)變而析出，析出位置是在α／β相界面附近和殘余β相中，多以線形排列。而在α鈦中，硅化物析出量很少。

圖3　Ti60合金中析出的硅化物：（ａ）明場(chǎng)像；（ｂ）暗場(chǎng)像

Ｆｉｇ.3　ＴＥＭｍｉｃｒｏｇｒａｐｈｓｏｆSiｌｉｃｉｄｅｓｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｄｉｎTi－60ａｌｌｏｙ：（ａ）ｂｒｉｇｈｔｆｉｅｌｄ；（ｂ）ｄａｒｋｆｉｅｌｄ

Si對(duì)高溫鈦合金的性能影響有兩個(gè)方面。一方面是Si固溶于基體內(nèi)，容易聚集成氣團(tuán)，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)起到強(qiáng)烈的阻礙作用，從而起到固溶強(qiáng)化的作用。當(dāng)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)時(shí)，氣團(tuán)落后于位錯(cuò)，對(duì)位錯(cuò)起到釘扎作用，因而可以提高蠕變抗力。另一方面，Si以硅化物的形式析出，也可以阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，起到沉淀強(qiáng)化的作用。但硅化物析出過(guò)多，會(huì)導(dǎo)致基體內(nèi)固溶的Si元素減少，從而降低蠕變抗力。有研究表明［5］，Si的添加量超過(guò)0.35％即可達(dá)到較好的高溫蠕變性能。因此，在較高Si含量的高溫鈦合金中，適當(dāng)控制硅化物細(xì)小彌散析出，可起到顆粒強(qiáng)化作用，強(qiáng)化晶界和相界，從而提高合金的蠕變性能和其它綜合性。

Ti60為高鋁當(dāng)量高溫鈦合金，透射電鏡觀察發(fā)現(xiàn)有α2強(qiáng)化相（見(jiàn)圖4）。α2相的高溫強(qiáng)度遠(yuǎn)高于α相，使得利用α2相強(qiáng)化合金成為可能，但α2相也有脆化作用，這種作用與α2相的含量、尺寸、形狀和分布有關(guān)。通過(guò)工藝要素控制α2相含量將實(shí)現(xiàn)高溫蠕變性能和室溫拉伸塑性及熱穩(wěn)定性的最佳匹配。

圖4　７00℃時(shí)效熱處理后初生α相中析出的α2相

Ｆｉｇ.4　ＰｒｅｃｉｐｉｔａTiｏｎｏｆα2ｐｈａｓｅｉｎｔｈｅｐｒｉｍａｒｙαｐｈａｓｅａｆｔｅｒａｇｅｉｎｇｔｒｅａｔｍｅｎｔａｔ７00℃

3.3　拉伸、熱穩(wěn)定、蠕變和斷裂性能

Ti60合金的室溫和600℃拉伸、熱穩(wěn)定性、蠕變和斷裂性能如表1、表2所示。

從表1和表2可以看出：Ti60高溫鈦合金具有較好的綜合性能，它的室溫拉伸性能、高溫拉伸性能、蠕變性能及斷裂韌性等均與IMI834合金相當(dāng)。

4、結(jié)論

（1）通過(guò)鑄錠在β相區(qū)鍛造開坯和在α＋β兩相區(qū)多火次鍛造成環(huán)材及環(huán)材經(jīng)雙重退火的熱處理工藝，可有效控制α2強(qiáng)化相和硅化物形態(tài)與數(shù)量，獲得的環(huán)材金相組織為典型的雙態(tài)組織。

（2）Ti60高溫鈦合金具有良好的室溫拉伸、高溫拉伸、熱穩(wěn)定性、蠕變和斷裂韌性等綜合性能，其主要性能與英國(guó)的IMI834合金相當(dāng)，適合作為600℃條件下使用的航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)盤、葉片等構(gòu)件的候選材料。

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