熱處理對航空發動機用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，是一種新型的結構材料，以其高的比強度和好的抗腐蝕性能而廣泛應用于航空航天領域。隨著航空航天技術的不斷發展，作為發動機壓氣機轉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，高溫鈦合金的開發主要是Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系合金，由于合金中含有較少的β穩定元素，故稱其為近α合金[3]。這類高溫鈦合金大都含有Si元素，比如美國的Ti?6242S、Ti?1100[4]合金，英國的IMI834[5]合金，俄羅斯的BT36[6]合金，中國的Ti60[7]、Ti600[8]合金等。Ti60合金是在IMI834合金基礎上提高Si元素含量，增添Ta元素設計而成的一種新型的近α型高溫鈦合金，它是先進航空發動機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%，出現在1340℃，硅在α鈦中的最大固溶度為0.45%，出現在860℃，并且在此溫度下發生共析轉變：β→α＋Ti3Si，其共析點固溶度為0.68%。硅元素在β鈦和α鈦中固溶度的較大差異是導致隨后熱處理過程中硅元素存在狀態不同的一個重要原因，這兩種存在狀態對合金力學性能將會產生不同的影響。MADSEN和GHONEM[12]研究了時效處理對Ti?1100合金室溫及高溫拉伸性能及疲勞性能的影響，結果表明，Ti?1100合金在預期使用溫度593℃下，有TiAl和(TiZr)6Si3兩種類型的析出物析出。時效均能使合金的室溫和高溫屈服強度升高而塑性降低，并且合金的室溫塑性降低的更顯著。KUMAR等[13]研究了時效對IMI834合金低周疲勞性能的影響，發現與未經過時效處理的試樣相比，經過(700℃,2h)時效的試樣中有Ti3Al相析出，從而嚴重降低了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析出。另外，Ti60合金為近α型合金，鋁含量較高。研究表明，鋁質量分數大于6%的鈦合金，在一定熱處理規范下，都會在固溶體內產生有序化，析出α2有序相。過去α2相通常被認為是對鈦合金有脆化作用的有害相，高溫鈦合金中應避免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，因此可以通過控制合金組織內的硅的存在狀態、體積分數及分布狀態，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Ti60合金組織及性能的影響，以確定合適的相處理工藝參數。

1、實驗

實驗用原材料是由寶鈦集團提供的d120mm的棒材，經反復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得該合金的相變點為1050℃。

熱處理試驗在箱式電爐中進行，采用的熱處理制度如表1所列。合金經過熱處理后，采用線切割切取標距有效長度為25mm，工作直徑為d5mm的標準拉伸試樣。每種狀態下獲得的室溫拉伸性能數據均為3個拉伸試樣的平均值。為了觀察不同熱處理制度對合金組織的影響，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、結果與分析

2.1熱處理對Ti60合金組織的影響

圖2所示為Ti60合金經過(1015℃,2h)固溶處理后的TEM像。從圖2(a)可以看到連續的殘余β相，在α相內部存在大量的位錯，同時在晶界附近可以觀察到大量的位錯墻及塞積位錯，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，由此可見，晶界和α/β相界對位錯的運動有一定的阻礙作用。

圖3所示為Ti60合金經過(1015℃,2h)固溶、(700℃,2h)時效后的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構的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，這也從另一側面表明了硅化物為S2類型。

圖4所示為延長時效時間至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，與時效2h試樣中的硅化物相比，尺寸有所增大，數量有所增多。但與2h的時效不同的是，經24h長時間時效后，在TEM下觀察到合金內部板條α內析出大量細小的顆粒，電子衍射斑顯示其為超點陣結構，根據已有研究表明應為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板條內析出的細小α2相共存。

2.2時效時間對Ti60合金拉伸性能的影響

時效時間的延長往往會導致材料屈服強度升高，塑性降低。通過時效來提高強度的同時，要兼顧材料的塑性，不能使其降低到不可接受的程度。為了研究不同時效時間對合金性能的影響，本研究分別設計了8、16和24h時效制度。圖5所示為合金經過不同時間時效后的拉伸性能。從圖5中可以看出，隨著時效時間的延長，合金強度變化不大，但塑性明顯降低。說明了Ti60合金時效強化是有限度的，長時間時效后其強度不但不會增加，而其塑性卻會下降。結合上文所觀察的合金組織內部的變化，可以認為導致這種現象的原因與合金內部第二相的析出有關。

3、討論

固溶時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生非平衡轉變，形成過飽和固溶體，在隨后的時效過程中使過飽和度減弱，析出第二相[16]。這時可以通過調整時效溫度及保溫時間，使得第二相以對性能最有利的方式析出。在本試驗結果中發現，只經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，同時合金中也存儲了一定的能量，達到了固溶的目的。而儲茂友等[17]在對BT25y高溫鈦合金的研究中發現，合金在固溶處理狀態下就有硅化物的析出，羅媛媛等[18]在對Ti-B19鈦合金的研究中也發現了同樣的結果，他們認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℃時效2h后，觀察到有細小的硅化物在α/β界面析出，如圖3所示，而時效24h后，硅化物的析出不再局限在α/β界面析出，在初生α相內和α板條內都有析出，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中觀察到的現象是一致的。在時效24h的試樣中，發現有大量的有序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能夠形成初級固溶體，當鋁含量達到臨界固溶度時，無序固溶體的密排六角結構的對稱性發生變化，Ti3Al有序相即α2相就開始析出。當合金中的鋁含量充分高以至于接近Ti3Al的理想原子配比時，有序相的析出僅靠原子的重新排列就可以實現，對于α鈦合金及近α鈦合金而言，其鋁含量達不到理想配比，這樣α2相的析出將依賴于原子的擴散。對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散來實現的。本次試驗中，時效2h的試樣中沒有觀察到α2相的析出，這可能是由于時效時間太短而使α2相沒來得及析出，或是析出的量很少而沒有檢測到，而將時效時間延長至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，在時效或熱暴露過程中，硅化物和α2相往往同時析出，使其室溫塑性大幅度降低。一種觀點認為，鈦合金在時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]測試了Ti?1100和IMI834合金在450~750℃區間長時間暴露后的拉伸塑性，發現在α2相析出最強烈的溫度600℃左右合金的塑性為最低值，而在750℃暴露后，盡管硅化物已長大至600℃暴露時的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]認為Ti?1100合金在時效后屈服強度的升高是由于α2相析出造成的。而Ti?1100合金時效后的室溫塑性的降低是α2相和硅化物共同作用的結果，但在僅有硅化物時則表現出較好的室溫塑性，同時指出α2相的析出是導致合金高溫塑性降低的唯一原因。

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

4、結論

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

2)合金經2h時效以后，在晶界和相界上有(Ti,Zr)6Si3型硅化物析出，延長時效時間，硅化物析出數量增加，尺寸增大，并在板條組織內部均勻的析出細小的有序α2相。

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

REFERENCES

[1] 陶春虎, 劉慶瑔, 曹春曉, 張衛方. 航空用鈦合金的失效及其預防[M]. 北京: 國防工業出版社, 2002: 11?13.

TAO Chun-hu, LIU Qing-quan, CAO Chun-xiao, ZHANG Wei-fang. Failure and prevention of aeronautical titanium alloy[M]. Beijing: National Defence Industry Press, 2002,11?13.

[2] 郭 萍, 洪 權, 曾立英, 戚運蓮, 劉 向, 趙永慶. 固溶處理對Ti-600 高溫鈦合金蠕變性能的影響[J]. 熱加工工藝, 2006,35(14): 50?52.

GUO Ping, HONG Quan, ZENG Li-ying, QI Yun-lian, LIU Xiang, ZHAO Yong-qing. Effect of solution heat treatment on creep property of Ti-600 high temperature titanium alloy[J].Material & Heat Treatment, 2006, 35(14): 50?52.

[3] 趙永慶. 高溫鈦合金研究[J]. 鈦工業進展, 2001(1): 33?39.

ZHAO Yong-qing. The research of high temperature titanium alloy[J]. Titanium Industry Progress, 2001(1): 33?39.

[4] BANIA P J. Ti-1100: A new high temperature titanium alloy[C]//LACOMBE P, TRICOT R, BéRANGER G. 6th World Conference on Titanium. Paris, France: Les Editions de Physique,1988: 825?830.

[5] BLENKINSOP P A. Development in high temperature alloys[C]//LüTJERING G, ZWICKER U, BUNK W 5th World Conference on Titanium. Oberursel, Deutsche: Gesellschaft fur Metallkunde, 1984: 2323?2332.

[6] TETYUKHIN V, LEVIN I, ILYENKO V, BILIBINA E, USOVA T, PADYKOVA N. Heat-resistant titanium alloys with enhanced heat resistance, thermal  stability[C]//BLENKINSOP P A,EVANS W J, FLOWER H M. Titanium 95: Science and Technology. Cambridge, UK, 1996: 2430?2437.

[7] 張尚洲, 徐惠忠, 劉子全. 碳含量對 Ti-60 合金時效過程中硅化物的影響[J]. 材料研究學報, 2005, 19(5): 499?505.

ZHANG Shang-zhou, XU Hui-zhong, LIU Zi-quan. Effect of carbon on siliside precipitates during ageing of Ti-60 titanium alloy[J]. Chinese Journal of Materials Research. 2005, 19(5):499?505.

[8] 洪 權, 戚運蓮, 趙永慶, 楊冠軍. 加工工藝對Ti600合金板材組織性能的影響[J]. 稀有金屬材料與工程, 2005, 34(8):1334?1337.

HONG Quan, QI Yun-lian, ZHAO Yong-qing, YANG Guan-jun.Effect of rolling process on microstructure and properties of Ti600 alloy plates[J]. Rare Metal Materials and Engineering,2005, 34(8): 1334?1337.

[9] 李閣平, 李 東, 劉羽寅, 王青江, 關少軒, 李慶春. Ti-60 合金時效處理時初生α相的長大[J]. 航空材料學報, 1997, 17(4):21

LI Ge-ping, LI Dong, LIU Yu-yin, WANG Qing-jiang, GUAN Shao-xuan, LI Qing-chun. Growth of primaryαphases in Ti-60 alloy after heat treatment[J]. Journal of Aeronautical Materials,1997, 17(4): 21.

[10] NEAL D F, FOX S P. The influence of silicon and silicides on the properties of near-alpha titanium alloys[C]//Titanium’92 Science and Technology, Warrendale, PA: TMS, 1993: 287?294.

[11] HUANG Z W, VOICE W, BOWEN P. The effects of long-term air exposure on the stability of lamellar TiAl alloys[J].Intermetallics, 2000, 8: 417?426.

[12] MADSEN A, GHONEM H. Effects of aging on the tensile and fatigue behavior of the near-αTi-1100 at room temperature and 593 ℃[J]. Materials Science and Engineering A, 1994, 177(1/2):63?73.

[13] KUMAR A, SINGH N, SINGH V. Influence of stabilization treatment on low cycle fatigue behavior of Ti alloy IMI834[J].Materials Characterization, 2003, 51: 225?233.

[14] 王金友, 葛志明, 周邦彥. 航空用鈦合金[M]. 上海: 上?？萍汲霭嫔? 1985: 233?249.

WANG Jin-you, GE Zhi-ming, ZHOU Bang-yan. Aeronautical titanium alloys[M]. Shanghai: Shanghai Science and Technology Press, 1985: 233?249.

[15] SINGH A K, ROY T, RAMACHANDRA C. Microstructural stability on aging of anα+βtitanium alloy Ti-6Al-1.6Zr-3.3Mo-0.30Si[J]. Metall Mater Trans A, 1996, 27:1167?1173.

[16] 辛社偉, 趙永慶. 關于鈦合金熱處理和析出相的討論[J]. 金屬熱處理, 2006, 31(9): 39?42.

XIN She-wei, ZHAO Yong-qing. Discussion about the heat treatment and precipitated phases of titanium alloy[J]. Heat Treatment of Metals, 2006, 31(9): 39?42.

[17] 儲茂友, 惠松驍, 張 翥, 沈劍韻. BT25y 高溫鈦合金固溶處理及熱暴露過程中硅化物的析出機制[J]. 電子顯微學報,2004, 23(2): 168?172.

CHU Mao-you, HUI Song-xiao, ZHANG Zhu, SHEN Jian-yun.Precipitation mechanism of silicide in BT25y titanium alloy in solution treatment and thermal exposure[J]. Journal of Chinese Electron Microscopy Society, 2004, 23(2): 168?172.

[18] 羅媛媛, 趙永慶, 曾衛東, 周義剛. Ti-B19 合金固溶時效過程中硅化物的析出行為[J]. 金屬熱處理, 2008, 33 (7): 5?8.

LUO Yuan-yuan, ZHAO Yong-qing, ZENG Wei-dong, ZHOU Yi-gang. Precipitation behavior of silicides in Ti-B19 titanium alloy during solution and aging[J]. Heat Treatment of Metals,2008, 33 (7): 5?8.

[19] DONLON W T, ALLISON J E, LASEOK J V. The influence of thermal exposure on properties and microstructure of elevated temperature titanium alloys[C]// FROES F H, CAPLAN I.Titanium’92 Science and Technology. Warrendale, PA: TMS,1992: 295?302.

[20] 崔文芳, 邊為民, 羅國珍, 洪 權, 周 廉. 熱暴露對IMI834近α高溫鈦合金組織和拉伸性能的影響[J]. 航空材料學報, 1997,17(4): 15?20.

CUI Wen-fang, BIAN Wei-min, LUO Guo-zhen, HONG Quan,ZHOU Lian. Effect of thermal exposure on the microstructures and tensile properties of near-αhigh temperature titanium alloy IMI834[J]. Journal of Aeronautical Materials, 1997, 17(4): 15?20.

[21] MADSEN A, GHONEM H. Separating the effects of Ti3Al and silicide precipitates on the tensile and crack growth behavior at room temperature and 593 ℃ in a near-alpha titanium alloy[J].Journal of Materials Engineering and Performance, 1995, 4(3):301?307.

[22] 董 飛, 何國強, 張貴田. 合金元素 Si 在鈦合金中作用的研究進展[J]. 金屬熱處理, 2007, 32(11): 5?10.

DONG Fei, HE Guo-qiang, ZHANG Gui-tian. Research development of the effect of Si element on titanium alloy[J].Heat Treatment of Metals, 2007, 32(11): 5?10.