熱處理工藝對Ti60合金持久性能的影響

孫 昊，劉 征，趙子博，劉建榮，王清江

(1.中國科學(xué)院金屬研究所, 遼寧 沈陽 110016)(2.中國科學(xué)技術(shù)大學(xué), 安徽 合肥 230026)

高溫鈦合金主要用于制造航空發(fā)動機(jī)壓氣機(jī)部件[1-2]。目前，對于高溫鈦合金的研究主要集中在Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系合金，最高使用溫度可達(dá)600 ℃，其中比較典型的合金有Ti-1100[3]、BT18y[4]、BT36[5]、IMI834[6]及Ti60[7]。Ti60合金是在Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系合金的基礎(chǔ)上加入一定量的β同晶元素Nb和Ta，是一種可在600 ℃長期使用的近α型鈦合金[8]。該合金同時具備α型鈦合金良好的蠕變性能和α+β型鈦合金的高強(qiáng)度，熱強(qiáng)性和熱穩(wěn)定性可達(dá)到良好匹配。Ti60合金經(jīng)α+β兩相區(qū)變形和熱處理后，可以獲得均勻的雙態(tài)組織，不僅具有片層組織的抗蠕變性能和持久抗力，還兼具等軸組織的高塑性，同時其高低周疲勞性能也較為優(yōu)良，可滿足航空發(fā)動機(jī)的長期服役條件[9]。

隨著航空工業(yè)的發(fā)展，航空發(fā)動機(jī)對推重比和流量比提出了更高的要求, 渦輪溫度也逐步升高，因此對高溫鈦合金性能的要求也越來越高。當(dāng)Ti60合金應(yīng)用于航空發(fā)動機(jī)部件時，在高溫高應(yīng)力的服役條件下運行，其高溫持久性能直接決定了發(fā)動機(jī)部件的使用壽命。為保證航空發(fā)動機(jī)能夠在高溫高應(yīng)力工況下安全可靠運行，對材料持久性能的研究則必不可少。Kim等人[10]研究發(fā)現(xiàn)，在高溫變形過程中晶界滑移是近α型鈦合金的主要變形機(jī)制。Li等人[11-12]研究發(fā)現(xiàn)，隨著試驗溫度和應(yīng)力的升高，晶界滑移對變形的作用越來越大，且晶界滑移的難易程度與次生α相尺寸及數(shù)量有關(guān)，故推測Ti60合金的高溫持久性能會受到組織中次生α相含量和α板條/α集束尺寸的影響。本研究通過將α+β兩相區(qū)變形的Ti60合金鍛件分別在950、995、1 015 ℃進(jìn)行固溶處理，研究固溶溫度和冷卻方式對Ti60合金微觀組織及持久性能的影響規(guī)律，從而制定合適的熱處理制度，進(jìn)一步優(yōu)化Ti60合金的綜合力學(xué)性能。

1 實 驗

實驗用材料為α+β兩相區(qū)成形的Ti60合金環(huán)形鍛件，其名義成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%):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。采用金相法測得Ti60合金的β相變溫度為1 045 ℃。圖1為鍛態(tài)Ti60合金試樣的顯微組織。從圖1可以看出，鍛態(tài)組織為包括初生α相和變形α板條的兩相區(qū)加工組織。

圖1 鍛態(tài)Ti60合金試樣的顯微組織Fig.1 Microstructure of as-forged Ti60 alloy

從Ti60合金環(huán)件上切割若干段試樣，按表1制度進(jìn)行熱處理。熱處理后，沿環(huán)件弦向取樣，加工成φ5 mm×66 mm的標(biāo)準(zhǔn)光滑持久試樣，按照GB 6395—1986《金屬高溫拉伸持久試驗方法》規(guī)定，在600 ℃、340 MPa下進(jìn)行高溫持久性能試驗。試樣斷裂的時間即為持久壽命。試驗環(huán)境溫度為25 ℃。從熱處理環(huán)件和持久斷裂試樣上分別截取金相試樣，打磨拋光后用V(HF)∶V(HNO3)∶V(H2O)=1∶5∶100的金相腐蝕劑腐蝕。采用Axiovert 200 MAT金相顯微鏡(OM)觀察顯微組織。采用掃描電子顯微鏡(SEM)觀察持久試樣的斷口形貌。

表1Ti60合金的熱處理制度

Table 1 Heat treatment processes of Ti60 alloy

2 結(jié)果與討論

2.1 熱處理組織

圖2為Ti60合金試樣經(jīng)不同制度熱處理后的顯微組織。從圖2可以看出，950 ℃熱處理的組織與鍛態(tài)組織差異不大，由初生α相和變形的板條α相組成。 995 ℃熱處理后部分未溶解的變形板條α相發(fā)生球化，冷卻后形成由原始粗大等軸α相、細(xì)小等軸α相和β轉(zhuǎn)變組織組成的“混合”組織。經(jīng)1 015 ℃熱處理，變形的板條α相完全消失，且組織中粗大的等軸α相含量明顯降低，冷卻后形成雙態(tài)組織。圖3為不同制度熱處理后Ti60合金組織中初生α相的含量。從圖3可以看出，隨著固溶溫度的升高，α相含量逐漸降低。950 ℃固溶處理，經(jīng)空冷和油冷后組織中等軸α相的含量差異不大；995 ℃和1 015 ℃固溶處理，空冷后組織中等軸α相含量明顯高于油冷后。

2.2 持久性能

2.2.1 持久壽命

表2為Ti60合金在600 ℃、340 MPa下的高溫持久性能。從表2可以看出，經(jīng)950 ℃固溶處理后，空冷試樣的持久性能略低于油冷試樣，且所有試樣中950 ℃固溶空冷試樣的持久性能最差。經(jīng)995 ℃和1 015 ℃固溶處理后，試樣的持久性能顯著提高，可見固溶溫度的上升和持久壽命增長成正相關(guān)。995 ℃和1 015 ℃固溶后，空冷試樣的持久壽命明顯高于油冷試樣，其中1 015 ℃固溶空冷試樣的持久壽命遠(yuǎn)高于其他試樣。

圖2 Ti60合金試樣經(jīng)不同制度熱處理后的顯微組織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

圖3 Ti60合金試樣中初生α相含量隨固溶溫度 的變化曲線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 ℃固溶空冷試樣的持久性能略低于油冷試樣，這可能是因為固溶溫度低，組織中的β相含量較少，空冷時α相的外延生長可抑制次生α板條的析出，而油冷試樣有可能析出少量板條狀次生α相。隨著固溶溫度的提高，原始組織中的變形β轉(zhuǎn)變組織逐漸消失，冷卻后形成由初生α相和細(xì)針狀次生α相組成的雙態(tài)組織。大量研究表明，均勻的雙態(tài)組織不僅具有等軸組織的高塑性，還兼具片層組織的高持久抗力。少量等軸α相對變形起著協(xié)調(diào)作用，可延遲孔洞的形核和發(fā)展，使材料在斷裂前產(chǎn)生更大的變形，從而顯示較高的塑性；而大量板條狀的次生α相可以阻礙位錯滑移和攀移，從而提高合金強(qiáng)度與持久抗力[13]。

950 ℃固溶試樣中的初生α相含量與鍛件相似，約為53%，其等軸相含量較多，故持久性能較差。隨著固溶溫度的升高，995、1 015 ℃固溶試樣中的等軸狀初生α相含量減小，次生α相含量增加，且冷卻方式相同時，試樣持久性能隨溫度升高明顯增高。995 ℃固溶并以不同方式冷卻后，試樣中的初生α相含量相差不大，但油冷試樣中的板條更細(xì)長，具有更多界面，故而界面滑移更易開動，所以持久性能相較于空冷試樣更差。1 015 ℃固溶試樣中的初生α相含量更低，但相應(yīng)的次生α板條明顯增多，油冷試樣與995 ℃空冷試樣中的板條寬度接近，具有更多界面，故這2種試樣的持久性能相近。1 015 ℃固溶空冷試樣中的初生α相含量最低，同時次生α板條更寬，界面滑移不易開動，所以具有更高的持久壽命。

2.2.2 持久斷口形貌

采用SEM觀察Ti60合金持久斷口表面形貌發(fā)現(xiàn)，各試樣斷口形貌大體相似，均表現(xiàn)為韌性斷裂。圖4為持久性能最好的工藝Ⅵ試樣的持久斷口形貌。從圖4可以看出，經(jīng)1 015 ℃固溶處理后，Ti60合金試樣的持久斷口表面凹凸不平，形成大量韌窩和孔洞，為典型的韌性斷裂。

圖4 Ti60合金試樣經(jīng)工藝Ⅵ熱處理后的持久斷口形貌Fig.4 Fracture morphologies of Ti60 alloy after heat treated by process Ⅵ:(a)macro-fracture；(b)micro-fracture

圖5為不同制度熱處理后Ti60合金持久斷口側(cè)面的顯微組織。從圖5可以看出，試樣經(jīng)過持久試驗后斷口附近存在孔洞，這些孔洞圍繞初生α相產(chǎn)生，因此過多等軸狀初生α相對Ti60合金持久性能不利。斷口附近初生α相明顯沿拉伸應(yīng)力方向伸長，呈纖維狀，幾乎沒有等軸狀α相存在，部分α相經(jīng)過拉伸后合并。纖維狀組織從試樣的兩側(cè)向試樣中部最后斷裂處流變傾斜,中部因受兩側(cè)制約應(yīng)變量較兩側(cè)少。且隨著應(yīng)力的減小,塑性變形區(qū)變形程度增大,其微觀組織更具此種特征,且愈靠近斷口處,其纖維狀組織愈明顯。隨著固溶溫度的升高，初生α相變形程度減小，次生α相變形程度增大，較高溫度固溶試樣中的細(xì)針狀次生α板條/α集束整體扭曲變形。α相的塑性變形是因為外加應(yīng)力和α板條間相互作用力的同時作用，導(dǎo)致α相滑移，由于外加應(yīng)力相對較小，位錯隨時間緩慢移動，并在界面處堆積，所以α相的塑性變形也伴隨著界面的滑移[14]。這也說明了在持久試驗過程中次生α相集束對變形起到阻礙作用。由此可以看出組織中次生α相的含量和α板條/α集束的尺寸是影響Ti60合金持久壽命的重要因素，Ti60合金的持久壽命與二者成正相關(guān)。

圖5 不同制度熱處理后Ti60合金持久斷口側(cè)面顯微組織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 結(jié) 論

(1)在α+β兩相區(qū)變形的Ti60合金鍛件中初生α相含量隨著固溶溫度的升高而減少，次生α相含量及α板條/α集束尺寸隨著固溶處理溫度的升高而增大，且冷速越慢，試樣中的次生α相尺寸越大。

(2)經(jīng)持久試驗后，Ti60合金雙態(tài)組織中初生α相被拉長，板條狀次生α相發(fā)生較大變形。等軸狀初生α相和板條狀次生α相在持久變形過程中起到協(xié)調(diào)作用。

(3)相變點以下固溶溫度越高，次生α相含量及板條尺寸越大，試樣在600 ℃、340 MPa條件下的持久性能越好。板條狀次生α相的增多可以提高Ti60合金的持久性能。