热处理工艺对Ti60合金持久性能的影响

孙 昊，刘 征，赵子博，刘建荣，王清江

(1.中国科学院金属研究所, 辽宁 沈阳 110016)(2.中国科学技术大学, 安徽 合肥 230026)

高温钛合金主要用于制造航空发动机压气机部件[1-2]。目前，对于高温钛合金的研究主要集中在Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系合金，最高使用温度可达600 ℃，其中比较典型的合金有Ti-1100[3]、BT18y[4]、BT36[5]、IMI834[6]及Ti60[7]。Ti60合金是在Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系合金的基础上加入一定量的β同晶元素Nb和Ta，是一种可在600 ℃长期使用的近α型钛合金[8]。该合金同时具备α型钛合金良好的蠕变性能和α+β型钛合金的高强度，热强性和热稳定性可达到良好匹配。Ti60合金经α+β两相区变形和热处理后，可以获得均匀的双态组织，不仅具有片层组织的抗蠕变性能和持久抗力，还兼具等轴组织的高塑性，同时其高低周疲劳性能也较为优良，可满足航空发动机的长期服役条件[9]。

随着航空工业的发展，航空发动机对推重比和流量比提出了更高的要求, 涡轮温度也逐步升高，因此对高温钛合金性能的要求也越来越高。当Ti60合金应用于航空发动机部件时，在高温高应力的服役条件下运行，其高温持久性能直接决定了发动机部件的使用寿命。为保证航空发动机能够在高温高应力工况下安全可靠运行，对材料持久性能的研究则必不可少。Kim等人[10]研究发现，在高温变形过程中晶界滑移是近α型钛合金的主要变形机制。Li等人[11-12]研究发现，随着试验温度和应力的升高，晶界滑移对变形的作用越来越大，且晶界滑移的难易程度与次生α相尺寸及数量有关，故推测Ti60合金的高温持久性能会受到组织中次生α相含量和α板条/α集束尺寸的影响。本研究通过将α+β两相区变形的Ti60合金锻件分别在950、995、1 015 ℃进行固溶处理，研究固溶温度和冷却方式对Ti60合金微观组织及持久性能的影响规律，从而制定合适的热处理制度，进一步优化Ti60合金的综合力学性能。

1 实 验

实验用材料为α+β两相区成形的Ti60合金环形锻件，其名义成分(质量分数，%):Al 5.6，Sn 3.7，Zr 3.2，Mo 0.5，Ta 1.0，Si 0.37，Nb 0.4，C 0.05，Ti余量。采用金相法测得Ti60合金的β相变温度为1 045 ℃。图1为锻态Ti60合金试样的显微组织。从图1可以看出，锻态组织为包括初生α相和变形α板条的两相区加工组织。

图1 锻态Ti60合金试样的显微组织Fig.1 Microstructure of as-forged Ti60 alloy

从Ti60合金环件上切割若干段试样，按表1制度进行热处理。热处理后，沿环件弦向取样，加工成φ5 mm×66 mm的标准光滑持久试样，按照GB 6395—1986《金属高温拉伸持久试验方法》规定，在600 ℃、340 MPa下进行高温持久性能试验。试样断裂的时间即为持久寿命。试验环境温度为25 ℃。从热处理环件和持久断裂试样上分别截取金相试样，打磨抛光后用V(HF)∶V(HNO3)∶V(H2O)=1∶5∶100的金相腐蚀剂腐蚀。采用Axiovert 200 MAT金相显微镜(OM)观察显微组织。采用扫描电子显微镜(SEM)观察持久试样的断口形貌。

表1Ti60合金的热处理制度

Table 1 Heat treatment processes of Ti60 alloy

2 结果与讨论

2.1 热处理组织

图2为Ti60合金试样经不同制度热处理后的显微组织。从图2可以看出，950 ℃热处理的组织与锻态组织差异不大，由初生α相和变形的板条α相组成。 995 ℃热处理后部分未溶解的变形板条α相发生球化，冷却后形成由原始粗大等轴α相、细小等轴α相和β转变组织组成的“混合”组织。经1 015 ℃热处理，变形的板条α相完全消失，且组织中粗大的等轴α相含量明显降低，冷却后形成双态组织。图3为不同制度热处理后Ti60合金组织中初生α相的含量。从图3可以看出，随着固溶温度的升高，α相含量逐渐降低。950 ℃固溶处理，经空冷和油冷后组织中等轴α相的含量差异不大；995 ℃和1 015 ℃固溶处理，空冷后组织中等轴α相含量明显高于油冷后。

2.2 持久性能

2.2.1 持久寿命

表2为Ti60合金在600 ℃、340 MPa下的高温持久性能。从表2可以看出，经950 ℃固溶处理后，空冷试样的持久性能略低于油冷试样，且所有试样中950 ℃固溶空冷试样的持久性能最差。经995 ℃和1 015 ℃固溶处理后，试样的持久性能显著提高，可见固溶温度的上升和持久寿命增长成正相关。995 ℃和1 015 ℃固溶后，空冷试样的持久寿命明显高于油冷试样，其中1 015 ℃固溶空冷试样的持久寿命远高于其他试样。

图2 Ti60合金试样经不同制度热处理后的显微组织Fig.2 Microstructures of Ti60 alloy after different heat treatments:(a)process Ⅰ；(b)process Ⅱ；(c)process Ⅲ； (d)process Ⅳ；(e)process Ⅴ；(f)process Ⅵ

图3 Ti60合金试样中初生α相含量随固溶温度 的变化曲线Fig.3 Curves of primary α phase content in Ti60 alloy various with solution temperature

表2 Ti60合金在600 ℃、340 MPa下的持久性能

950 ℃固溶空冷试样的持久性能略低于油冷试样，这可能是因为固溶温度低，组织中的β相含量较少，空冷时α相的外延生长可抑制次生α板条的析出，而油冷试样有可能析出少量板条状次生α相。随着固溶温度的提高，原始组织中的变形β转变组织逐渐消失，冷却后形成由初生α相和细针状次生α相组成的双态组织。大量研究表明，均匀的双态组织不仅具有等轴组织的高塑性，还兼具片层组织的高持久抗力。少量等轴α相对变形起着协调作用，可延迟孔洞的形核和发展，使材料在断裂前产生更大的变形，从而显示较高的塑性；而大量板条状的次生α相可以阻碍位错滑移和攀移，从而提高合金强度与持久抗力[13]。

950 ℃固溶试样中的初生α相含量与锻件相似，约为53%，其等轴相含量较多，故持久性能较差。随着固溶温度的升高，995、1 015 ℃固溶试样中的等轴状初生α相含量减小，次生α相含量增加，且冷却方式相同时，试样持久性能随温度升高明显增高。995 ℃固溶并以不同方式冷却后，试样中的初生α相含量相差不大，但油冷试样中的板条更细长，具有更多界面，故而界面滑移更易开动，所以持久性能相较于空冷试样更差。1 015 ℃固溶试样中的初生α相含量更低，但相应的次生α板条明显增多，油冷试样与995 ℃空冷试样中的板条宽度接近，具有更多界面，故这2种试样的持久性能相近。1 015 ℃固溶空冷试样中的初生α相含量最低，同时次生α板条更宽，界面滑移不易开动，所以具有更高的持久寿命。

2.2.2 持久断口形貌

采用SEM观察Ti60合金持久断口表面形貌发现，各试样断口形貌大体相似，均表现为韧性断裂。图4为持久性能最好的工艺Ⅵ试样的持久断口形貌。从图4可以看出，经1 015 ℃固溶处理后，Ti60合金试样的持久断口表面凹凸不平，形成大量韧窝和孔洞，为典型的韧性断裂。

图4 Ti60合金试样经工艺Ⅵ热处理后的持久断口形貌Fig.4 Fracture morphologies of Ti60 alloy after heat treated by process Ⅵ:(a)macro-fracture；(b)micro-fracture

图5为不同制度热处理后Ti60合金持久断口侧面的显微组织。从图5可以看出，试样经过持久试验后断口附近存在孔洞，这些孔洞围绕初生α相产生，因此过多等轴状初生α相对Ti60合金持久性能不利。断口附近初生α相明显沿拉伸应力方向伸长，呈纤维状，几乎没有等轴状α相存在，部分α相经过拉伸后合并。纤维状组织从试样的两侧向试样中部最后断裂处流变倾斜,中部因受两侧制约应变量较两侧少。且随着应力的减小,塑性变形区变形程度增大,其微观组织更具此种特征,且愈靠近断口处,其纤维状组织愈明显。随着固溶温度的升高，初生α相变形程度减小，次生α相变形程度增大，较高温度固溶试样中的细针状次生α板条/α集束整体扭曲变形。α相的塑性变形是因为外加应力和α板条间相互作用力的同时作用，导致α相滑移，由于外加应力相对较小，位错随时间缓慢移动，并在界面处堆积，所以α相的塑性变形也伴随着界面的滑移[14]。这也说明了在持久试验过程中次生α相集束对变形起到阻碍作用。由此可以看出组织中次生α相的含量和α板条/α集束的尺寸是影响Ti60合金持久寿命的重要因素，Ti60合金的持久寿命与二者成正相关。

图5 不同制度热处理后Ti60合金持久断口侧面显微组织Fig.5 Microstructures of fracture side surface of Ti60 alloy after different heat treatments: (a)process Ⅰ； (b)process Ⅱ；(c)process Ⅲ；(d)process Ⅳ；(e)process Ⅴ；(f)process Ⅵ

3 结 论

(1)在α+β两相区变形的Ti60合金锻件中初生α相含量随着固溶温度的升高而减少，次生α相含量及α板条/α集束尺寸随着固溶处理温度的升高而增大，且冷速越慢，试样中的次生α相尺寸越大。

(2)经持久试验后，Ti60合金双态组织中初生α相被拉长，板条状次生α相发生较大变形。等轴状初生α相和板条状次生α相在持久变形过程中起到协调作用。

(3)相变点以下固溶温度越高，次生α相含量及板条尺寸越大，试样在600 ℃、340 MPa条件下的持久性能越好。板条状次生α相的增多可以提高Ti60合金的持久性能。