熱處理對(duì)航空發(fā)動(dòng)機(jī)用Ti60鈦合金棒材組織及性能的影響

鈦合金與鋼和鋁合金相比，是一種新型的結(jié)構(gòu)材料，以其高的比強(qiáng)度和好的抗腐蝕性能而廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域。隨著航空航天技術(shù)的不斷發(fā)展，作為發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)轉(zhuǎn)子和葉片重要候選材料的高溫鈦合金愈來愈受到人們的重視[1?2]。目前，高溫鈦合金的開發(fā)主要是Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系合金，由于合金中含有較少的β穩(wěn)定元素，故稱其為近α合金[3]。這類高溫鈦合金大都含有Si元素，比如美國(guó)的Ti?6242S、Ti?1100[4]合金，英國(guó)的IMI834[5]合金，俄羅斯的BT36[6]合金，中國(guó)的Ti60[7]、Ti600[8]合金等。Ti60合金是在IMI834合金基礎(chǔ)上提高Si元素含量，增添Ta元素設(shè)計(jì)而成的一種新型的近α型高溫鈦合金，它是先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)中高溫部件的候選材料[9]。

由Ti-Al二元相圖可知[10?11]，硅在β鈦中最大固溶度約為3.0%，出現(xiàn)在1340℃，硅在α鈦中的最大固溶度為0.45%，出現(xiàn)在860℃，并且在此溫度下發(fā)生共析轉(zhuǎn)變：β→α＋Ti3Si，其共析點(diǎn)固溶度為0.68%。硅元素在β鈦和α鈦中固溶度的較大差異是導(dǎo)致隨后熱處理過程中硅元素存在狀態(tài)不同的一個(gè)重要原因，這兩種存在狀態(tài)對(duì)合金力學(xué)性能將會(huì)產(chǎn)生不同的影響。MADSEN和GHONEM[12]研究了時(shí)效處理對(duì)Ti?1100合金室溫及高溫拉伸性能及疲勞性能的影響，結(jié)果表明，Ti?1100合金在預(yù)期使用溫度593℃下，有TiAl和(TiZr)6Si3兩種類型的析出物析出。時(shí)效均能使合金的室溫和高溫屈服強(qiáng)度升高而塑性降低，并且合金的室溫塑性降低的更顯著。KUMAR等[13]研究了時(shí)效對(duì)IMI834合金低周疲勞性能的影響，發(fā)現(xiàn)與未經(jīng)過時(shí)效處理的試樣相比，經(jīng)過(700℃,2h)時(shí)效的試樣中有Ti3Al相析出，從而嚴(yán)重降低了IMI834合金的低周疲勞性能。

硅在Ti60合金中以兩種方式存在，一種是硅固溶在基體中，另一種是以硅化物的形態(tài)析出。另外，Ti60合金為近α型合金，鋁含量較高。研究表明，鋁質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于6%的鈦合金，在一定熱處理規(guī)范下，都會(huì)在固溶體內(nèi)產(chǎn)生有序化，析出α2有序相。過去α2相通常被認(rèn)為是對(duì)鈦合金有脆化作用的有害相，高溫鈦合金中應(yīng)避免α2相的析出[14]。但近年來的研究表明，α＋α2合金的塑性可以通過某些元素的添加而得到改善。

IMI834高溫鈦合金等已經(jīng)允許α2相的析出，并顯著改善了蠕變性能，而又不大損害塑性[15]。由于Ti60合金具有以上的特點(diǎn)，因此可以通過控制合金組織內(nèi)的硅的存在狀態(tài)、體積分?jǐn)?shù)及分布狀態(tài)，以及α2相的多少等來滿足不同的性能要求。因此，本文作者研究熱處理制度對(duì)Ti60合金組織及性能的影響，以確定合適的相處理工藝參數(shù)。

1、實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)用原材料是由寶鈦集團(tuán)提供的d120mm的棒材，經(jīng)反復(fù)鐓拔后其高倍組織如圖1所示。由圖1可見，合金組織由等軸初生α相和β轉(zhuǎn)變組織組成，初生α相含量大約為40%左右，分布比較均勻，是典型的等軸組織。本研究采用金相法測(cè)得該合金的相變點(diǎn)為1050℃。

熱處理試驗(yàn)在箱式電爐中進(jìn)行，采用的熱處理制度如表1所列。合金經(jīng)過熱處理后，采用線切割切取標(biāo)距有效長(zhǎng)度為25mm，工作直徑為d5mm的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣。每種狀態(tài)下獲得的室溫拉伸性能數(shù)據(jù)均為3個(gè)拉伸試樣的平均值。為了觀察不同熱處理制度對(duì)合金組織的影響，采用透射電子顯微鏡(TEM)觀察了Ti60合金不同熱處理制度下的組織形貌。TEM薄膜試樣是用線切割切取厚度0.5mm左右的薄片，然后用砂紙磨至40μm厚，最后采用雙噴電解穿孔。

2、結(jié)果與分析

2.1熱處理對(duì)Ti60合金組織的影響

圖2所示為Ti60合金經(jīng)過(1015℃,2h)固溶處理后的TEM像。從圖2(a)可以看到連續(xù)的殘余β相，在α相內(nèi)部存在大量的位錯(cuò)，同時(shí)在晶界附近可以觀察到大量的位錯(cuò)墻及塞積位錯(cuò)，在α/β相界面上沒有第二相析出。從圖2(b)可以清楚的看到規(guī)則的等軸初生α晶粒及三叉晶界，晶界平直且無析出物，晶界周圍塞積了大量位錯(cuò)，由此可見，晶界和α/β相界對(duì)位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)有一定的阻礙作用。

圖3所示為Ti60合金經(jīng)過(1015℃,2h)固溶、(700℃,2h)時(shí)效后的TEM像。從圖3中可以很清楚地看到呈橢球狀的硅化物沿晶界析出，電子衍射分析表明其為六方結(jié)構(gòu)的S2型硅化物，即(Ti,Zr)6Si3。有研究表明[15]，在TEM下觀察，S1型硅化物呈棒狀，S2型硅化物呈橢球狀，這也從另一側(cè)面表明了硅化物為S2類型。

圖4所示為延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間至24h的Ti60合金的TEM像。由圖4可見，組織中有大量的硅化物析出，與時(shí)效2h試樣中的硅化物相比，尺寸有所增大，數(shù)量有所增多。但與2h的時(shí)效不同的是，經(jīng)24h長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效后，在TEM下觀察到合金內(nèi)部板條α內(nèi)析出大量細(xì)小的顆粒，電子衍射斑顯示其為超點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)，根據(jù)已有研究表明應(yīng)為α2有序相。從圖4(b)中可以看到，相界面上析出的硅化物與α板條內(nèi)析出的細(xì)小α2相共存。

2.2時(shí)效時(shí)間對(duì)Ti60合金拉伸性能的影響

時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)往往會(huì)導(dǎo)致材料屈服強(qiáng)度升高，塑性降低。通過時(shí)效來提高強(qiáng)度的同時(shí)，要兼顧材料的塑性，不能使其降低到不可接受的程度。為了研究不同時(shí)效時(shí)間對(duì)合金性能的影響，本研究分別設(shè)計(jì)了8、16和24h時(shí)效制度。圖5所示為合金經(jīng)過不同時(shí)間時(shí)效后的拉伸性能。從圖5中可以看出，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金強(qiáng)度變化不大，但塑性明顯降低。說明了Ti60合金時(shí)效強(qiáng)化是有限度的，長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效后其強(qiáng)度不但不會(huì)增加，而其塑性卻會(huì)下降。結(jié)合上文所觀察的合金組織內(nèi)部的變化，可以認(rèn)為導(dǎo)致這種現(xiàn)象的原因與合金內(nèi)部第二相的析出有關(guān)。

3、討論

固溶時(shí)效處理是鈦合金中常用的一種熱處理制度。所謂固溶，即在高溫保溫過程中，使合金元素固溶到基體中，然后在快冷過程中發(fā)生非平衡轉(zhuǎn)變，形成過飽和固溶體，在隨后的時(shí)效過程中使過飽和度減弱，析出第二相[16]。這時(shí)可以通過調(diào)整時(shí)效溫度及保溫時(shí)間，使得第二相以對(duì)性能最有利的方式析出。在本試驗(yàn)結(jié)果中發(fā)現(xiàn)，只經(jīng)過固溶處理的試樣中沒有第二相的析出，只能觀察到大量的位錯(cuò)塞積在晶界附近，如圖2所示，說明硅元素完全固溶在基體中，形成了過飽和的固溶體，同時(shí)合金中也存儲(chǔ)了一定的能量，達(dá)到了固溶的目的。而儲(chǔ)茂友等[17]在對(duì)BT25y高溫鈦合金的研究中發(fā)現(xiàn)，合金在固溶處理狀態(tài)下就有硅化物的析出，羅媛媛等[18]在對(duì)Ti-B19鈦合金的研究中也發(fā)現(xiàn)了同樣的結(jié)果，他們認(rèn)為這可能是在熔鑄階段形成的硅化物，在鍛造和固溶處理過程中未完全溶解而保留下來了。

將固溶后的試樣在700℃時(shí)效2h后，觀察到有細(xì)小的硅化物在α/β界面析出，如圖3所示，而時(shí)效24h后，硅化物的析出不再局限在α/β界面析出，在初生α相內(nèi)和α板條內(nèi)都有析出，且呈線型排列，而且硅化物顆粒明顯增大，縱橫比減小，趨向于呈球形。

這與在IMI834和Ti?1100中觀察到的現(xiàn)象是一致的。在時(shí)效24h的試樣中，發(fā)現(xiàn)有大量的有序α2相的析出，析出的顆粒非常小但分布比較均勻。由Ti-Al二元相圖可知，鈦與鋁在一定成分范圍內(nèi)能夠形成初級(jí)固溶體，當(dāng)鋁含量達(dá)到臨界固溶度時(shí)，無序固溶體的密排六角結(jié)構(gòu)的對(duì)稱性發(fā)生變化，Ti3Al有序相即α2相就開始析出。當(dāng)合金中的鋁含量充分高以至于接近Ti3Al的理想原子配比時(shí)，有序相的析出僅靠原子的重新排列就可以實(shí)現(xiàn)，對(duì)于α鈦合金及近α鈦合金而言，其鋁含量達(dá)不到理想配比，這樣α2相的析出將依賴于原子的擴(kuò)散。對(duì)Ti60合金而言，顯然其合金成分偏離理想的Ti3Al成分，α2相的析出是依靠原子擴(kuò)散來實(shí)現(xiàn)的。本次試驗(yàn)中，時(shí)效2h的試樣中沒有觀察到α2相的析出，這可能是由于時(shí)效時(shí)間太短而使α2相沒來得及析出，或是析出的量很少而沒有檢測(cè)到，而將時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)至24h，就明顯地觀察到了α2相的析出。

鈦合金中含有0.1%~0.5%的合金元素硅，在時(shí)效或熱暴露過程中，硅化物和α2相往往同時(shí)析出，使其室溫塑性大幅度降低。一種觀點(diǎn)認(rèn)為，鈦合金在時(shí)效或熱暴露后的塑性下降完全是α2相析出所致。

DONLON等[19]和崔文芳等[20]測(cè)試了Ti?1100和IMI834合金在450~750℃區(qū)間長(zhǎng)時(shí)間暴露后的拉伸塑性，發(fā)現(xiàn)在α2相析出最強(qiáng)烈的溫度600℃左右合金的塑性為最低值，而在750℃暴露后，盡管硅化物已長(zhǎng)大至600℃暴露時(shí)的2~3倍，但由于α2相的溶解而使合金塑性接近暴露前的水平。MADSEN和GHONEM[21]認(rèn)為Ti?1100合金在時(shí)效后屈服強(qiáng)度的升高是由于α2相析出造成的。而Ti?1100合金時(shí)效后的室溫塑性的降低是α2相和硅化物共同作用的結(jié)果，但在僅有硅化物時(shí)則表現(xiàn)出較好的室溫塑性，同時(shí)指出α2相的析出是導(dǎo)致合金高溫塑性降低的唯一原因。

另一種觀點(diǎn)則認(rèn)為硅化物是引起合金塑性下降的主要原因。當(dāng)硅化物顆粒被切過后，位錯(cuò)塞積長(zhǎng)度增加，塞積頂端處應(yīng)力增大，滑移容易集中在這一滑移面上，導(dǎo)致應(yīng)變高度集中，從而導(dǎo)致合金塑性喪失。另一說法是晶界硅化物的存在使合金臨界空位形核應(yīng)變降低，基面滑移帶切過硅化物會(huì)使硅化物開裂或形成空洞，這些空洞相互連接導(dǎo)致脆性開裂[22]。本文作者對(duì)Ti60合金的析出相與合金性能的研究表明，合金經(jīng)(700℃,2h)時(shí)效后，組織內(nèi)部在α/β相界面處有少量細(xì)小的硅化物析出，試樣中沒有觀察到α2相的析出，如圖3所示。由于時(shí)效時(shí)間較短，硅化物析出的數(shù)量少且尺寸小，這樣大量的硅固溶在基體中，起到彌散強(qiáng)化作用。少量的硅化物也可對(duì)晶界或相界起到一定的強(qiáng)化作用，不會(huì)引起顯著的應(yīng)變局部化，因此，這時(shí)合金具有良好的強(qiáng)度與塑性匹配。合金經(jīng)(700℃,24h)時(shí)效后，合金中析出的硅化物數(shù)量略有增加，個(gè)別硅化物尺寸較大，但在合金中的α板條內(nèi)，α2相已經(jīng)析出，其尺寸比硅化物的小得多，如圖4中所示，這時(shí)合金的強(qiáng)度提高了，塑性卻顯著降低，顯然這是由于有序α2相的析出所致?？梢?，Ti60合金析出相對(duì)塑性的影響規(guī)律與以上文獻(xiàn)[20?22]中的觀點(diǎn)是相似的?？傊?，硅化物和α2有序相是時(shí)效過程的產(chǎn)物，一般來說，兩者均能提高強(qiáng)度而降低塑性，引起合金脆化。

4、結(jié)論

1)Ti60合金經(jīng)(1015℃,2h)固溶處理后，大量的位錯(cuò)塞積在晶界附近，組織內(nèi)部沒有第二相析出。

2)合金經(jīng)2h時(shí)效以后，在晶界和相界上有(Ti,Zr)6Si3型硅化物析出，延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間，硅化物析出數(shù)量增加，尺寸增大，并在板條組織內(nèi)部均勻的析出細(xì)小的有序α2相。

3)隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金強(qiáng)度變化不大，而塑性卻明顯下降，合金時(shí)效過程中第二相的析出是導(dǎo)致合金塑性下降的主要原因。

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