鈦合金由于較高的比強(qiáng)度、優(yōu)異的斷裂韌性、良好的耐腐蝕以及蠕變性能等優(yōu)異的綜合力學(xué)性能，被廣泛地應(yīng)用于航空、航天、船舶、化工、醫(yī)學(xué)等領(lǐng)域［1-3］。尤其在高溫下，鈦合金還具備良好的高溫性能。對(duì)比鋁合金、結(jié)構(gòu)鋼以及鎳基合金等高溫合金，鈦合金在600℃以下溫度服役，其比強(qiáng)度、比疲勞強(qiáng)度、比蠕變強(qiáng)度等具有很明顯的優(yōu)勢(shì)，因而高溫鈦合金是航空發(fā)動(dòng)機(jī)耐高溫部件具備良好應(yīng)用前景的材料之一［4-9］。隨著航空、航天事業(yè)的發(fā)展，鈦合金越來越多地應(yīng)用到了發(fā)動(dòng)機(jī)的耐高溫部件中，目前高溫鈦 合金已成為先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)的重要結(jié)構(gòu)材料［10-11］。

迄今，國內(nèi)外對(duì)近α型高溫鈦合金均有一定的研究，如美國的Till100、英國的IMI834、俄羅斯的BT36，以及中國的Ti60、Ti600等［12-18］。

Ti600合金是一種新型的具有我國自主知識(shí)產(chǎn)權(quán)的近α型高溫鈦合金(其Al當(dāng)量為8.6，Mo當(dāng)量為0.4)，可在600℃下長(zhǎng)期服役。該合金中添加了少量稀土元素釔，顯著改善了其高溫性能，有望成為新型航空航天材料［19-22］。

迄今，Ti600合金的成分及熔煉工藝己基本成熟，然而該合金長(zhǎng)期時(shí)效過程中的組織穩(wěn)定性及組織演變規(guī)律及機(jī)制目前尚未見報(bào)道。發(fā)動(dòng)機(jī)服役過程中需要在高溫服役相當(dāng)長(zhǎng)的時(shí)間，而合金在高溫長(zhǎng)時(shí)服役過程中的微觀組織演化規(guī)律及機(jī)理尚未明確，亟待研究。因而，本文以Ti600合金為研究對(duì)象，探究該合金在550℃長(zhǎng)期時(shí)效至2000h過程中的微觀組織演變規(guī)律，以期為該合金在航空航天領(lǐng)域高溫部件的應(yīng)用提供理論依據(jù)與數(shù)據(jù)支撐。

1、試驗(yàn)材料與方法

本文所用材料為熱軋態(tài)Ti600板材，表1為化學(xué)成分。采用差示掃描熱量?jī)x(Differentialscanningcalorimetry，DSC)測(cè)定該合金的β相轉(zhuǎn)變溫度為1012℃。Ti600合金在長(zhǎng)期時(shí)效熱處理之前采用標(biāo)準(zhǔn)熱處理制度(固溶和時(shí)效處理)。其中，固溶溫度選擇在β轉(zhuǎn)變溫度以上即1060℃保溫1h后空冷;然后在650℃時(shí)效8h后空冷。合金經(jīng)標(biāo)準(zhǔn)熱處理后，再進(jìn)行不同時(shí)間的長(zhǎng)期時(shí)效熱處理，長(zhǎng)期時(shí)效熱處理溫度為550℃，時(shí)效時(shí)間分別為50、100、200、500、1000和2000h。

Ti600合金相變點(diǎn)和析出相熔融溫度的測(cè)定采用404F3型差熱掃描量熱儀，保護(hù)氣氛為N2，試樣為50mg的φ5mm小圓片，加熱溫度范圍在0～1250℃，升溫速度為10℃/min。分別采用光學(xué)顯微鏡(Opticalmicroscope，OM，OLYMPUSGX71)、掃描電鏡(Scanningelectronmicroscopy，SEM，JSM-6510A)和透射電鏡(Transmissionelectronmicroscopy，TEM，TECNMG220)觀察Ti600合金經(jīng)標(biāo)準(zhǔn)熱處理及不同時(shí)間的長(zhǎng)期時(shí)效熱處理后的微觀組織演變，主要包括合金中α/β相的變化以及其他析出相如稀土相、硅化物相、α2相等的析出行為及演變規(guī)律等，并利用Nanomeasure軟件測(cè)量5個(gè)視野以上樣品中析出相的平均尺寸。OM觀察樣品的制備采用電解拋光工藝，拋光液選擇為HClO₄:CH₃OH:CH₃(CH₂)₃OH=1∶3∶6，然后經(jīng)HF∶HNO₃:H₂O=1∶3∶97的腐蝕液腐蝕后進(jìn)行觀察。EDS(Energydispersivespectrometer)能譜采用JSM-7001F型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡測(cè)定，發(fā)射電壓為15kV。TEM觀察樣品在－30℃進(jìn)行電解雙噴，電解液選擇為HClO₄∶CH₃(CH₂)₃OH∶CH₃OH=1∶7∶12。

2、結(jié)果分析

2.1Ti600合金標(biāo)準(zhǔn)熱處理及長(zhǎng)期時(shí)效后的顯微組織

圖1為Ti600合金經(jīng)標(biāo)準(zhǔn)熱處理前后的光學(xué)顯微組織?？梢姡辖鸾?jīng)標(biāo)準(zhǔn)熱處理即固溶和時(shí)效熱處理后，顯微組織由細(xì)小的網(wǎng)籃組織轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑢咏M織，主要由片狀α相和片層間β相組成。另外，合金中含有尺寸較大的析出相(尺寸約為0.5μm)，主要分布在晶界或α/β相界面處。圖2為合金標(biāo)準(zhǔn)熱處理后尺寸較大的析出相的DS(Energydispersivespectrometer)能譜，經(jīng)EDS及TEM分析可知該析出相為稀土氧化物Y₂O₃(圖1c為合金中典型稀土氧化物Y₂O₃的形貌)。稀土氧化物Y₂O₃在合金中分散分布，偶爾有大尺寸的稀土氧化物Y₂O₃可達(dá)幾微米。

Ti600合金經(jīng)550℃長(zhǎng)期時(shí)效后的光學(xué)顯微組織如圖3所示?？梢?，經(jīng)550℃長(zhǎng)期時(shí)效后，合金仍為細(xì)片狀組織，從宏觀上看其與時(shí)效前差別不大。長(zhǎng)期時(shí)效后，合金晶界及α/β相界面處仍然有少量的稀土氧化物Y₂O₃，且分布仍然較為分散，觀察Y₂O₃尺寸變化可見其與長(zhǎng)期時(shí)效前基本相當(dāng)。

由此可以推斷，Y₂O₃作為一種相對(duì)穩(wěn)定的金屬氧化物，其在合金550℃長(zhǎng)期時(shí)效過程中幾乎不發(fā)生變化。

2.2Ti600合金長(zhǎng)期時(shí)效過程中析出相的演化行為

2.2.1α2相的演化行為

近α型Ti600合金在長(zhǎng)期時(shí)效過程中會(huì)有小尺寸的析出相析出，例如α2相、硅化物S2相等，但由于析出相尺寸很小，用光學(xué)顯微鏡難以分辨，故采用TEM觀察合金中細(xì)小析出相的形貌特征及析出行為。圖4為經(jīng)550℃長(zhǎng)期時(shí)效50、100、200、500、1000和2000h后Ti600合金中α2相的TEM暗場(chǎng)像?？芍?，經(jīng)550℃長(zhǎng)期時(shí)效，合金晶內(nèi)析出的α2相呈現(xiàn)球狀或橢球狀，且均在納米級(jí)別，并在晶內(nèi)彌散分布。時(shí)效50h后即有α2相析出，經(jīng)測(cè)量α2相的平均直徑約為5.8nm。隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，α2相的析出數(shù)量增多，尺寸逐漸增大。時(shí)效時(shí)間為100、200和500h時(shí)，α2相的尺寸分別增大至7.2、8.4和9.2nm。時(shí)效初期0～500h內(nèi)，α2相的數(shù)量和尺寸明顯增大，但當(dāng)時(shí)效時(shí)間超過500h后，α2相的析出逐漸趨于穩(wěn)態(tài)，數(shù)量基本不變，且增長(zhǎng)緩慢，其尺寸基本上在9nm左右。550℃長(zhǎng)期時(shí)效過程中α2相的尺寸變化列于表2中。這是由于在較低溫度550℃下長(zhǎng)期時(shí)效過程中，Al、Ti原子的擴(kuò)散速率較為緩慢，α2相始終與基體保持著共格關(guān)系，形狀始終為球狀或橢球狀，α2相尺寸緩慢增長(zhǎng)，但仍在10nm以內(nèi)。

2.2.2硅化物S2相的演化行為

Ti600合金成分中含有一定量的Si元素，但通常Si在Ti中的固溶度比較小。除微量的Si固溶于基體外，大部分Si以硅化物的形式析出。合金在時(shí)效過程中，亞穩(wěn)β相會(huì)分解析出時(shí)效硅化物。硅化物的析出過程通?？杀硎緸?β→α?xí)r效+硅化物時(shí)效+β時(shí)效殘留。圖5為Ti600合金經(jīng)標(biāo)準(zhǔn)熱處理(固溶和時(shí)效處理)后合金中的硅化物的形貌及衍射斑點(diǎn)?？梢?，合金時(shí)效析出的硅化物主要為S2相(Ti，Zr)6Si3，呈球狀或橢球形。S2相晶體結(jié)構(gòu)為六方結(jié)構(gòu)，主要分布在α片層與β相的相界面處，也有部分S2相分布在α片層內(nèi)部。圖5(c)為α相和S2相取向關(guān)系的衍射投影圖［23］，可知硅化物S2相與基體亦具有一定的晶體學(xué)取向關(guān)系如下:［0111］α//［2210］S2，(0110)α//(2110)S2［23］。

Ti600合金經(jīng)550℃長(zhǎng)期時(shí)效，其內(nèi)部仍然會(huì)由于亞穩(wěn)β相分解而析出S2相。圖6為Ti600合金經(jīng)550℃長(zhǎng)期時(shí)效50、100、200、500、1000和2000h后，S2相的形貌?？梢?，550℃時(shí)效過程中，S2硅化物相逐漸析出并長(zhǎng)大。在時(shí)效初期0～200h，S2相的尺寸較小，時(shí)效50h后S2相的尺寸約為61nm。隨著時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)至200h，S2相尺寸逐漸增大至85nm，且S2相的形狀仍然為球狀或橢球狀。但隨著時(shí)效時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)至200h以上，S2相逐漸粗化，且S2相長(zhǎng)大過程中逐漸沿著長(zhǎng)軸方向生長(zhǎng)使其形狀逐漸向棒狀轉(zhuǎn)變。當(dāng)時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)至2000h，合金中S2相的尺寸已經(jīng)達(dá)到約175nm。測(cè)量Ti600合金經(jīng)550℃長(zhǎng)期時(shí)效不同時(shí)間后合金中S2相的平均尺寸，并列 入表3中。

由Ti600合金經(jīng)550℃長(zhǎng)期時(shí)效后S2相的析出行為可知，通常S2相的析出與長(zhǎng)大一般主要受元素的擴(kuò)散影響。若考慮元素?cái)U(kuò)散的影響，并假定S2相的析出和長(zhǎng)大規(guī)律符合Lifshitz-SlyozovWagner(LSW)熟化理論，則其理論方程為:

r3i－r30=8DσVmC∝(∞)t(ＲT)－1/9=Kt(1)

式中:ri和ro是合金中S2相長(zhǎng)大過程中最終和原始尺寸，D為析出相中的主要元素在α-Ti中的擴(kuò)散系數(shù)，σ為析出相S2相與基體之間的界面張力，Vm為析出相S2相的摩爾體積，C∝(∞)為離析出顆粒無窮遠(yuǎn)處的基體中的元素的平衡濃度，Ｒ為氣體常數(shù)，T為絕對(duì)溫度，K為長(zhǎng)大速率，t為時(shí)間［24-25］。

由表3測(cè)出的550℃長(zhǎng)期時(shí)效50h至2000h后合金中S2相的平均尺寸，分別計(jì)算不同時(shí)效時(shí)間合金中S2相的尺寸r3與時(shí)間t的關(guān)系，如圖7所示。

可見，Ti600合金在550℃長(zhǎng)期時(shí)效0～2000h過程中，r3與t基本呈線性關(guān)系，此說明550℃長(zhǎng)期時(shí)效過程中S2相的長(zhǎng)大過程符合LSW模型，由式(1)計(jì)算合金中S2相的長(zhǎng)大速率K=2.69×10³nm³·h^－1。

說明Ti600合金在550℃長(zhǎng)期時(shí)效過程中時(shí)效硅化物S2相的長(zhǎng)大主要受Zr元素的擴(kuò)散控制。

已有研究可知［24］，時(shí)效硅化物S2相的主要形成元素Si、Ti、Zr在α-Ti中的擴(kuò)散激活能分別為250、150和50kJ·mol^－1，因而Zr在α-Ti中的擴(kuò)散激活能相對(duì)較低。另外，由于合金中僅含有4mass%的Zr，因而可以推斷，Ti600合金550℃長(zhǎng)期時(shí)效過程中硅化物相(Ti，Zr)6Si3的長(zhǎng)大主要受Zr元素控制。

3、結(jié)論

1)Ti600合金在550℃長(zhǎng)期時(shí)效下稀土相較為穩(wěn)定，但硅化物S2相和α2相逐漸析出并長(zhǎng)大;

2)Ti600合金在550℃長(zhǎng)期時(shí)效過程中α2相以緩慢的速度長(zhǎng)大，且與基體α相一直保持共格關(guān)系，并始終保持球狀或橢球狀，時(shí)效500h后，合金中α2相基本穩(wěn)定，尺寸基本不變;

3)硅化物S2相在α片層與β相界面或α相內(nèi)析出，在200～2000h時(shí)效過程中長(zhǎng)大明顯，并且逐漸沿著長(zhǎng)軸方向生長(zhǎng)使其形狀向棒狀轉(zhuǎn)變，S2相長(zhǎng)大速率K=2.69×103nm³·h^－1;Zr的擴(kuò)散主要控制合金中S2相的長(zhǎng)大。

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