董大勇++孔凡濤

摘要：Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系高溫鈦合金以其低密度、高強(qiáng)度、高剛度和優(yōu)異的抗氧化性等特點，在航空航天領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用前景，采用水冷銅坩堝真空感應(yīng)熔煉爐（ISM）制備了Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系高溫鈦合金鑄錠，并采用高溫鍛造工藝研制出了高溫鈦合金鍛坯.顯微組織分析結(jié)果表明，鍛態(tài)高溫鈦合金為近α型鈦合金，顯微組織為網(wǎng)籃組織.拉伸力學(xué)性能測試結(jié)果表明：從室溫到700℃，鍛態(tài)Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系高溫鈦合金均展現(xiàn)出優(yōu)異的力學(xué)性能.在700℃的條件下，其抗拉強(qiáng)度仍然可以達(dá)到近550MPa，延伸率達(dá)到15%.

關(guān)鍵詞：鈦合金；鍛造；組織；力學(xué)性能

DOI：IO.15938/j.jhust.2015.03.015

中圖分類號：TG146.2

文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A

文章編號：1007-2683 （2015）03-0078-04

0 引 言

鈦合金以其密度低、比強(qiáng)度高、耐高溫、耐腐蝕和焊接性好等優(yōu)點，在航空、航天、化工等領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用.從使用溫度來看，傳統(tǒng)的及現(xiàn)有的成熟高溫鈦合金已不能滿足技術(shù)指標(biāo)要求，目前世界各國研究的高溫鈦合金成分均為Ti-AI-Sn-Zr-Mo-Si系，最高使用溫度僅為600CC，盡管國內(nèi)外對高溫鈦合金進(jìn)行了大量的研究工作，近20年來高溫鈦合金使用溫度沒有得到進(jìn)一步的突破.

隨著航空航天工業(yè)的發(fā)展，現(xiàn)有高溫鈦合金的力學(xué)性能，已經(jīng)遠(yuǎn)不能滿足構(gòu)件對更高工作溫度的性能要求，因此，急需發(fā)展能夠滿足在600℃以上使用的新型高溫鈦合金.本文研制了一種可以在600℃-700℃短時使用的Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系高溫鈦合金，制備出鍛坯，并系統(tǒng)研究了鍛態(tài)高溫鈦合金的顯微組織和力學(xué)性能.

1 實驗方法

本文所用Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系高溫鈦合金的名義成分為：Ti-6 Al-3 Sn-10Zr-0.8 Mo-I Nb-I W-O.25Si.實驗所使用的原材料為0級海綿鈦，高純鋁、純錫、海綿鋯、純硅粉，高熔點合金元素鈮、鉬和鎢分別以中間合金的形式加入（Al-Nb、Al-Mo和Al-W中間合金）.采用水冷銅坩堝真空感應(yīng)凝殼熔煉爐（ISM），將上述原材料熔鑄成鑄錠，

將上述高溫鈦合金鑄錠切割成圓柱形試樣，對試樣進(jìn)行開坯鍛造.鍛造初始溫度為1150℃，應(yīng)變速率為0.1-0.01 s-i，總變形量為75%左右，鍛前試樣表面噴涂抗氧化涂料，以減少試樣預(yù)熱及鍛造過程中表面的氧化.另外，為降低試樣在鍛造過程中的溫降，鍛模需要預(yù)熱到600℃以上.鍛后，鍛坯在700℃條件下退火4h.從宏觀形貌來看，鍛坯外觀完整，無任何裂紋等缺陷.

高溫鈦合金鍛坯的顯微組織采用X射線衍射儀（XRD）、OLYMPUS-TH3型光學(xué)顯微鏡（OM）和S-4700型掃描電子顯微鏡（SEM/EDS）進(jìn)行分析.OM及SEM試樣制備過程為：先采用水磨砂紙將試樣磨到0.5μm，然后用0.5μm金剛石噴霧拋光劑進(jìn)行拋光，拋光后的試櫸用標(biāo)準(zhǔn)Kroll溶液腐蝕（Kroll溶液的組成為：4% HN03+2% HF+94%H20），最后在無水乙醇溶液中進(jìn)行超聲波清洗，高溫鈦合金的室溫及高溫拉伸性能均采用萬能力學(xué)性能試驗機(jī)測試，高溫鈦合金試樣為板狀拉伸試樣，室溫拉伸過程中的位移變化采用引伸計測量，室溫及高溫拉伸性能采用的應(yīng)變速率均為1×10-3S-1.

2 實驗結(jié)果與討論

圖1所示為鍛態(tài)Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系高溫鈦合金的XRD圖譜.從圖中可以看到鍛態(tài)合金主要是由a-Ti相組成，因此，該合金是一種近α型鈦合金.

圖2分別為高溫鈦合金鍛坯中心區(qū)域、沿半徑方向1/2r處區(qū)域、邊緣區(qū)域的光學(xué)顯微鏡及掃描電子顯微鏡照片.從顯微組織照片可以觀察到，高溫鈦合金鍛坯三個區(qū)域的顯微組織均為典型的網(wǎng)籃組織（與鑄態(tài)相比，組織得到細(xì)化），初始β晶界難以看到.另外，從鍛坯邊緣區(qū)域到中心區(qū)域，還可以觀察到塊狀的初生α相（如圖2（b）中白色的塊狀相）呈逐漸增多的趨勢.

高溫鈦合金鑄錠鍛造的初始溫度是在β單相區(qū).由于不是等溫鍛造，鍛造過程中，高溫鈦合金會因散熱而出現(xiàn)溫降，終鍛溫度會達(dá)到a+p兩相區(qū).鍛造總變形量達(dá)到75%，原始的高溫β晶粒破碎，而終鍛溫度較低，則導(dǎo)致動態(tài)再結(jié)晶過程中口晶粒來不及長大.溫度達(dá)到α+β兩相區(qū)時，片狀α相從口相中析出，同樣由于溫降較快，析出的片狀α相尺寸減小，從而形成較細(xì)小的網(wǎng)籃狀組織.鍛態(tài)高溫鈦合金局部會出現(xiàn)尺寸略大的塊狀α相，如圖3α）所示，這將會對會對組織性能的均勻性帶來不利影響，通過采用掃描電子顯微鏡對塊狀α相及網(wǎng)籃組織中α板條區(qū)域的能譜分析（EDS所選區(qū)域及對應(yīng)的能譜結(jié)果如圖3b）和表1所示），發(fā)現(xiàn)網(wǎng)籃組織中各元素含量均略低于塊狀α相的元素含量，因此可以判斷塊狀α相的產(chǎn)生主要是由于原始鑄錠中成分偏析造成的，鑄錠凝固過程中，由于中心區(qū)域冷卻速度較慢，合金元素更易發(fā)生偏析，從而導(dǎo)致從鑄錠邊緣區(qū)域到中心區(qū)域的初生塊狀α相逐漸增多.另外，在進(jìn)一步鍛造過程中，合金元素偏析難以消除，而且高溫鍛坯的邊緣到鍛坯中心形成溫度梯度，鍛坯中心區(qū)域的溫度較高且冷卻速度較低，初生α相在鍛坯中心區(qū)域長大速度要快于邊緣區(qū)域，這也是引起鍛坯中心區(qū)域初生塊狀α相較多的原因之一.

高溫鈦合金鑄錠經(jīng)鍛造后，顯微組織明顯細(xì)化，這將對高溫鈦合金的力學(xué)性能產(chǎn)生顯著影響，圖4為鍛態(tài)高溫鈦合金的室溫拉伸性能測試曲線，其抗拉強(qiáng)度達(dá)到1138 MPa，延伸率為7.3%，與鑄態(tài)高溫鈦合金力學(xué)性能相比提高明顯（鑄態(tài)合金抗拉強(qiáng)度和延伸率分別僅為1000 MPa和5%左右）.圖5為鍛態(tài)高溫鈦合金分別在650℃、700℃和750℃條件下拉伸力學(xué)性能的測試結(jié)果.由圖5可見，隨著測試溫度的提高，強(qiáng)度降低而塑性提高，但即使在650℃和700℃的條件下，其抗拉強(qiáng)度仍然可以分別達(dá)到近752 MPa和550 MPa，延伸率分別達(dá)到約12%和15%.

圖6為不同溫度下鍛態(tài)高溫鈦合金的強(qiáng)度與塑性變化曲線.從圖中可以發(fā)現(xiàn)，在低于650℃的測試條件下，高溫鈦合金的強(qiáng)度降低較緩慢，當(dāng)測試溫度達(dá)到650℃以上時，強(qiáng)度下降及塑性上升均較快.但從總體上看，從室溫到700℃，鍛態(tài)Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系高溫鈦合金均展現(xiàn)出優(yōu)異的力學(xué)性能.

圖7為鍛態(tài)高溫鈦合金在不同溫度條件下進(jìn)行拉伸性能測試的斷口形貌.從斷口可以看出，室溫下主要為穿晶解理斷裂，隨著測試溫度的提高，韌窩逐漸增多，且韌窩深度增加，沿晶斷裂趨勢增加，塑性提高明顯.

3 結(jié) 論

1）鍛態(tài)Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系高溫鈦合金為近α型鈦合金.其顯微組織為網(wǎng)籃組織，從鍛坯邊緣區(qū)域到中心位置，初生α相的尺寸逐漸增大.接近鍛坯中心的局部位置存在尺寸較大的初生α相，這主要是由鑄錠成分偏析所導(dǎo)致的.

2）鍛態(tài)高溫鈦合金在室溫及高溫下展現(xiàn)出良好的力學(xué)性能.其室溫抗拉強(qiáng)度達(dá)到1138 MPa，而且室溫延伸率也達(dá)到了7.3%.隨著拉伸性能測試溫度的提高，鍛態(tài)高溫鈦合金的延伸率也顯著升高，650℃和700℃測試條件下分別約為12%和15%.即使在700℃條件下測試，鍛態(tài)高溫鈦合金的抗拉強(qiáng)度仍然近550 MPa.