趙紅霞，黃 旭，王 寶，雷力明

（北京航空材料研究院，北京100095）

鈦合金因具有低密度、高比強(qiáng)度、良好的耐蝕性等優(yōu)點(diǎn)而在先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)領(lǐng)域得到廣泛的應(yīng)用。燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)的壓氣機(jī)機(jī)匣、葉片等部件都可采用鈦合金制造。如美國第四代戰(zhàn)斗機(jī)F22的F119發(fā)動(dòng)機(jī)上的鈦用量高達(dá)39%。然而，在一定的溫度、空氣壓力和氣流環(huán)境下，常規(guī)鈦合金容易被點(diǎn)燃而發(fā)生持續(xù)燃燒。因此，研制具有阻燃性能的鈦合金成為發(fā)展高推比航空發(fā)動(dòng)機(jī)的迫切要求。美國在20世紀(jì)90年代初研制成功一種β穩(wěn)定元素高達(dá)50%的高穩(wěn)定β型阻燃鈦合金 Alloy C（名義成分為 Ti－35V－15Cr）已被應(yīng)用到F119發(fā)動(dòng)機(jī)上。然而，雖然這種合金在β合金中含有最高M(jìn)o當(dāng)量，但是經(jīng)研究表明，高溫長時(shí)間熱暴露將導(dǎo)致這種β合金中析出少量α相［1］，從而降低了合金的組織穩(wěn)定性。經(jīng)研究，Ti的碳化物對合金中的間隙氧原子具有較強(qiáng)的吸收作用，可在一定程度上抑制α相的析出［2］，并且Si元素以固溶和析出硅化物（Ti5Si3）兩種存在形式可以提高合金的性能［3］。本工作在Alloy C合金的基礎(chǔ)上，添加了微量Si元素和C元素，對 Ti－35V－15Cr－0.15Si－0.05C合金經(jīng)固溶時(shí)效熱處理后的微觀組織和熱暴露性能進(jìn)行了研究。

1 實(shí)驗(yàn)材料和方法

實(shí)驗(yàn)用 Ti－35V－15Cr－0.05C－0.15Si合金試樣取自經(jīng)三次真空自耗電弧熔煉制成25.2kg鑄錠，經(jīng)過開坯鍛造，最后軋制成為的環(huán)件。合金的化學(xué)成分見表1。

表1 實(shí)驗(yàn)合金的化學(xué)成分 （質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）Table1 Chemical composition of the experimental alloy（mass fraction／%）

沿環(huán)件弦向取試樣，試樣采用四種不同的熱處理工藝處理，熱處理制度見表2。對比分析四種熱處理工藝對實(shí)驗(yàn)材料的組織、室溫拉伸、540℃（本合金期待使用溫度）熱暴露100h后的熱穩(wěn)定性能以及斷口形貌的影響。

表2 熱處理工藝Table 2 Heat treatment processes

試樣在JSM－5600LV型掃描電鏡上進(jìn)行微觀組織和拉伸斷口形貌的觀察，在JEOL 100CX型透射電鏡上進(jìn)行TEM觀察。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 熱處理

經(jīng)過四種不同熱處理后工藝試樣的微觀組織見圖1。比較可以看出：經(jīng)過950℃固溶的1＃，3＃及4＃熱處理工藝的試樣已經(jīng)完全再結(jié)晶。850℃固溶的2＃熱處理試樣部分再結(jié)晶，出現(xiàn)一些細(xì)小的等軸晶粒，晶粒尺寸非常不均勻。

經(jīng)過四種熱處理后的試樣均可以觀察到有球狀或者短棒狀的第二相析出，另外固溶后時(shí)效處理的3＃，4＃熱處理工藝的試樣可以觀察到明顯的細(xì)小沉淀物，經(jīng)TEM觀察這兩種第二相沉淀分別為碳化物和α相。從圖1可以看出，僅通過固溶處理的試樣（1＃和2＃熱處理工藝）基本觀察不到α相的析出。而固溶加時(shí)效熱處理的試樣在晶界和晶內(nèi)析出大量的α相沉淀，尤其是經(jīng)過低溫時(shí)效的4＃熱處理試樣，α相在晶界大量連續(xù)析出，使晶界明顯增粗。

圖1 不同熱處理后的微觀組織（a）1＃950℃×1.5h，AC；（b）2＃850℃×1.5h，AC；（c）3＃950℃×1.5h，AC＋700℃×4h，AC；（d）4＃950℃×1.5h，AC＋600℃×4h，ACFig.1 Microstructures under different heat treatment（a）1＃950℃×1.5h，AC；（b）2＃850℃×1.5h，AC；（c）3＃950℃×1.5h，AC＋700℃×4h，AC；（d）4＃950℃×1.5h，AC＋600℃×4h，AC

α相、碳化物、硅化物為本合金的主要析出相。析出相形貌見圖2。據(jù)研究，硅化物因析出尺寸細(xì)小，并多分布在晶界處，所以，在掃描電鏡金相照片上無法觀察到。分布在β基體中或晶界的細(xì)小彌散的碳化物顆粒對細(xì)化晶粒起了積極的作用，它們不僅增加了再結(jié)晶的形核位置，而且釘扎了晶界的遷移運(yùn)動(dòng)。據(jù)研究，碳化物的體積分?jǐn)?shù)主要取決于合金的碳含量，碳化物的形態(tài)也主要由鍛造工藝和變形量決定［6］。合金中塑性的差異與合金中的α相的析出行為密切相關(guān)，雖然α相能一定程度上強(qiáng)化基體，但對塑性的危害作用更大［7］。

圖2 第二相析出相形貌 （a）α相形貌；（b）碳化物形貌 ；（c）硅化物形貌Fig.2 Morphology of the secondary phases （a）αphase；（b）carbides；（c）silicides

2.2 熱暴露后組織

不同熱處理工藝的試樣在540℃高溫?zé)岜┞?00h后的微觀組織見圖3。

圖3 不同熱處理試樣熱暴露后微觀組織（a）1＃950℃×1.5h，AC；（b）2＃850℃×1.5h，AC；（c）3＃950℃×1.5h，AC＋700℃×4h，AC；（d）4＃950℃×1.5h，AC＋600℃×4h，ACFig.1 Microstructures of thermal exposure after different heat treatment（a）1＃950℃×1.5h，AC；（b）2＃850℃×1.5h，AC；（c）3＃950℃×1.5h，AC＋700℃×4h，AC；（d）4＃950℃×1.5h，AC＋600℃×4h，AC

經(jīng)過比較可以看出，僅經(jīng)過固溶處理的1＃和2＃熱處理試樣在熱暴露后α相在晶界和晶內(nèi)析出，其中950℃固溶的1＃熱處理試樣α相析出量明顯多于850℃固溶的2號(hào)熱處理試樣，并且有連接成網(wǎng)狀的趨勢。3＃和4＃熱處理在700℃和600℃時(shí)效時(shí)析出大量的α相，在隨后的熱暴露中，除了產(chǎn)生新的α相，原有的α相還會(huì)繼續(xù)長大。1＃固溶處理后，熱暴露過程相當(dāng)于在450℃進(jìn)行了一個(gè)長期時(shí)效，由于溫度比3＃和4＃的時(shí)效溫度低，使得其析出的α數(shù)量和尺寸都會(huì)稍有減小。與1＃相比，2＃熱處理試樣α相在晶內(nèi)呈細(xì)小的麻點(diǎn)狀析出。研究表明，α優(yōu)先于晶界和晶內(nèi)的點(diǎn)缺陷和位錯(cuò)處析出，高溫固溶進(jìn)一步降低了晶界內(nèi)的位錯(cuò)密度，使得α相在晶界析出增多［8］。與熱暴露前微觀組織相比，熱暴露后α相在晶內(nèi)和晶界的析出數(shù)量進(jìn)一步增加，特別是經(jīng)過時(shí)效處理后的3＃和4＃試樣在優(yōu)先形核、長大的晶界上形成了連續(xù)粗化的α膜。α相的析出惡化了合金的性能，尤其在晶界連續(xù)析出的α相形成膜，破壞了晶界的連續(xù)性，大幅度降低了合金的塑性。

2.3 拉伸性能

圖4 合金經(jīng)過四種熱處理后室溫拉伸和熱穩(wěn)定性能Fig.4 The tensile properties and thermal stability of the alloy under different heat treatment

熱處理制度對合金的室溫拉伸和熱暴露性能的影響見圖4。由圖4可以看出，熱暴露前，950℃固溶的1＃熱處理試樣具有較高的強(qiáng)度，而塑性較低。經(jīng)過850℃固溶的2＃熱處理試樣強(qiáng)度相對稍低，但其塑性是四種熱處理工藝中最高的，4＃熱處理試樣的強(qiáng)度較高，而塑性最低。經(jīng)過540℃／100h熱暴露后材料的強(qiáng)度變化不大，950℃固溶的1＃熱處理工藝塑性沒有明顯下降，其余熱處理工藝塑性明顯下降。但經(jīng)過850℃固溶的試樣經(jīng)過540℃／100h熱暴露后仍具有最高的塑性。聯(lián)系微觀組織可以看出，α相與塑性密切相關(guān)。經(jīng)過時(shí)效的3＃和4＃熱處理工藝熱暴露前析出α相導(dǎo)致塑性較低。熱暴露后，四種熱處理工藝下的試樣致α相的析出持續(xù)續(xù)增多，從而使塑性明顯下降。在3＃和4＃熱處理工藝下熱暴露后α相在晶界析出，甚至連續(xù)成膜，導(dǎo)致塑性降低了50%。由拉伸性能可以看出，850℃固溶1.5h的2號(hào)熱處理工藝具有較好的塑性和強(qiáng)度的匹配，熱穩(wěn)定性能也較好。

2.4 斷裂特征

合金室溫拉伸和熱暴露后拉伸的端口形貌見圖5和圖6所示。

圖5 不同熱處理試樣室溫拉伸斷口（a）1＃950℃×1.5h，AC；（b）2＃850℃×1.5h，AC；（c）3＃950℃×1.5h，AC＋700℃×4h，AC；（d）4＃950℃×1.5h，AC＋600℃×4h，ACFig.5 The tensile fractographs under different heat treatment（a）1＃950℃×1.5h，AC；（b）2＃850℃×1.5h，AC；（c）3＃950℃×1.5h，AC＋700℃×4h，AC；（d）4＃950℃×1.5h，AC＋600℃×4h，AC

1＃熱處理試樣在熱暴露前以韌性斷裂為主，斷口上除韌窩外還能看到一些二次沿晶裂紋，表明有少量沿晶斷裂發(fā)生。熱暴露后試樣斷口基本呈脆性沿晶斷裂特征。2＃熱處理試樣在熱暴露前的斷口布滿細(xì)小的韌窩，驗(yàn)證了其較好的塑性，而熱暴露后，斷口出現(xiàn)部分沿晶斷裂的形貌。而3＃和4＃熱處理試樣在熱暴露前斷口就出現(xiàn)部分沿晶斷裂，熱暴露后，由于塑性下降，斷口更呈現(xiàn)出“冰糖”狀的解理斷裂形貌。

斷口分析進(jìn)一步說明α相降低了合金的塑性，特別是晶界α膜的存在導(dǎo)致了脆性沿晶斷裂的發(fā)生，由于這種原因，熱暴露后的合金試樣尚未達(dá)到基體斷裂強(qiáng)度之前就發(fā)生了沿晶脆斷，其拉伸強(qiáng)度明顯下降。另外，在各試樣沿晶斷裂的斷口晶界表面還可看出碳化物顆粒的分布，表明在β晶界上分布著一些碳化物，它們對合金塑性也產(chǎn)生了一些不利影響。

3 結(jié)論

（1）本合金僅經(jīng)過固溶處理α相析出不明顯，而經(jīng)過固溶＋時(shí)效處理的后α相在晶界和晶內(nèi)大量析出。

圖6 不同熱處理試樣熱暴露后斷口形貌（a）1＃950℃×1.5h，AC；（b）2＃850℃×1.5h，AC；（c）3＃950℃×1.5h，AC＋700℃×4h，AC；（d）4＃950℃×1.5h，AC＋600℃×4h，ACFig.6 The fractographs of thermal exposure after different heat treatment（a）1＃950℃×1.5h，AC；（b）2＃850℃×1.5h，AC；（c）3＃950℃×1.5h，AC＋700℃×4h，AC；（d）4＃950℃×1.5h，AC＋600℃×4h，AC

（2）540℃100h熱暴露促使α相進(jìn)一步析出，特別是合金經(jīng)過固溶＋時(shí)效熱處理后進(jìn)行熱暴露，α相在晶界和晶內(nèi)大量析出，在晶界連續(xù)成網(wǎng)狀。

（3）α相的析出降低了合金的塑性，特別是在晶界連續(xù)析出的α相導(dǎo)致合金的脆性沿晶斷裂。

（4）對本合金實(shí)驗(yàn)的四種熱處理工藝中，僅固溶處理工藝的室溫拉伸性能和熱穩(wěn)定性能優(yōu)于固溶＋時(shí)效熱處理工藝，850℃×1.5h熱處理可使合金獲得較好的室溫和熱穩(wěn)定性能。

（5）在晶界分布的碳化物顆粒對合金塑性也產(chǎn)生了一些不利影響。

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