近α型、(α+β)型和近β型鈦合金的高溫力學(xué)性能

李明兵， 王新南， 商國強(qiáng)， 祝力偉， 李 星， 朱知壽

(中國航空發(fā)動(dòng)機(jī)集團(tuán) 北京航空材料研究院 先進(jìn)鈦合金重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 北京 100095)

自20世紀(jì)50年代以來，高溫鈦合金材料技術(shù)經(jīng)歷了從無序固溶強(qiáng)化向有序固溶強(qiáng)化的發(fā)展，并進(jìn)一步向SiC纖維復(fù)合強(qiáng)化技術(shù)發(fā)展[1]。材料技術(shù)的進(jìn)步，使傳統(tǒng)高溫鈦合金的長時(shí)服役溫度由350 ℃提高至600 ℃，并使其在更高溫度下短時(shí)服役成為了可能。在航空領(lǐng)域，傳統(tǒng)高溫鈦合金主要以近α型和(α+β)型為主，典型代表如IMI834、Ti60、BT18y、Ti-8-1-1、Ti6242S、BT9(TC11)、Ti-6Al-4V(TC4)、Ti-17(TC17)等合金，且600 ℃高溫鈦合金均采用了Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si合金體系，以保證合金具有良好的長時(shí)高溫力學(xué)性能、組織穩(wěn)定性和抗氧化性[2-3]。

近年來，世界主要軍事強(qiáng)國加大了對高超聲速飛行器的研究力度[4-5]。超聲速飛行器以高/超高飛行速度(3 Ma以上)、高機(jī)體表面溫度(最高達(dá)600 ℃以上)、短時(shí)飛行時(shí)間(幾小時(shí))為主要服役特點(diǎn)，對基體結(jié)構(gòu)選材提出了新的要求，從而推動(dòng)了輕質(zhì)耐短時(shí)高溫鈦合金研究方向的發(fā)展。有學(xué)者從使役特點(diǎn)、結(jié)構(gòu)形式、力學(xué)性能要求等角度闡述了超聲速飛行器和航空飛行器用高溫鈦合金的區(qū)別，并針對臨近空間超聲飛行器用鈦合金高溫、大應(yīng)力、短時(shí)的使用特點(diǎn)，對比分析研究了TA15、Ti55、Ti6242S、Ti6431S、ZTA15、ZTi55六種近α型鈦合金材料的短時(shí)高溫蠕變、持久性能以及蠕變機(jī)理，積累了大量數(shù)據(jù)[6-7]。也有研究人員在Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si合金體系的基礎(chǔ)上，加入高熔點(diǎn)合金元素提高材料的高溫強(qiáng)度，并適當(dāng)提高β合金元素含量，改善加工成形性能，從而開發(fā)出新型的耐短時(shí)高溫鈦合金[8-9]。通過文獻(xiàn)梳理不難發(fā)現(xiàn)，吸收借鑒航空領(lǐng)域高溫鈦合金的研發(fā)技術(shù)經(jīng)驗(yàn)、先進(jìn)加工制造技術(shù)和工程應(yīng)用技術(shù)，對高超聲速飛行器用耐短時(shí)高溫鈦合金的研發(fā)和應(yīng)用具有現(xiàn)實(shí)意義。

圖1 試驗(yàn)鈦合金的典型顯微組織Fig.1 Typical microstructure of the tested titanium alloys(a) TB17; (b) TC21; (c) TA15; (d) Ti60

本文以航空用近β型超高強(qiáng)韌TB17、(α+β)型高強(qiáng)高韌TC21、近α型中強(qiáng)中韌TA15和近α型Ti60鈦合金為對象，研究4種不同類型鈦合金的高溫性能和力學(xué)行為，旨在為耐短時(shí)高溫鈦合金的研發(fā)和應(yīng)用提供參考。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)用材料為TB17、TC21、TA15和Ti60鈦合金鍛件，名義化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為Ti-4.0Al-6.5Mo-2.5Cr-2.0V-2.0Nb-1.0Sn-1.0Zr、Ti-6.0Al-2.0Sn-2.0Zr-3.0Mo-1.0Cr-2.0Nb、Ti-6.0Al-2.0Zr-1.0Mo-1.0V和Ti-5.7Al-4.0Sn-3.5Zr-0.4Mo-0.4Si-0.4Nb-1.0Ta-0.05C。4種合金的典型顯微組織如圖1所示，典型組織所對應(yīng)的熱加工工藝見表1。

表1 試驗(yàn)鈦合金典型顯微組織對應(yīng)的熱加工工藝

TB17合金鍛件經(jīng)等溫準(zhǔn)β鍛造+固溶時(shí)效熱處理后，室溫抗拉強(qiáng)度均值為1318.3 MPa，典型顯微組織如圖1(a)所示，晶界扭曲或斷續(xù)，片層α相編織為網(wǎng)籃狀，且基體中析出細(xì)小彌散的次生α相；TC21合金鍛件經(jīng)準(zhǔn)β鍛造+雙重退火后，室溫抗拉強(qiáng)度均值為1062.5 MPa，典型顯微組織如圖1(b)所示，也為網(wǎng)籃狀組織，相比于TB17合金組織，β晶粒尺寸較小，但片層α相尺寸較大；TA15合金鍛件經(jīng)兩相區(qū)鍛造+高溫退火后，室溫抗拉強(qiáng)度均值為917.5 MPa，典型顯微組織如圖1(c)所示，由初生α相和β轉(zhuǎn)變基體組成，為雙態(tài)組織，初生α相含量為37%左右；Ti60合金鍛件經(jīng)兩相區(qū)鍛造+固溶時(shí)效后，室溫抗拉強(qiáng)度均值為1050 MPa，典型顯微組織如圖1(d)所示，也為雙態(tài)組織，初生α相含量為15%左右。

試驗(yàn)采用INSTRON5887型電子萬能試驗(yàn)機(jī)測定合金的高溫拉伸性能，按圖2要求加工高溫拉伸試樣，檢測標(biāo)準(zhǔn)按GB/T 228.2—2015《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第2部分：高溫試驗(yàn)方法》執(zhí)行。試驗(yàn)溫度分別為100、400、500、600、650和700 ℃，每種溫度下選取至少2件試樣進(jìn)行高溫拉伸試驗(yàn)。試驗(yàn)前先預(yù)熱環(huán)境箱和拉伸夾具到指定測試溫度，試樣保溫30 min后開始加載試驗(yàn)。拉伸測試時(shí)，先以0.0042 mm/min的速率對試樣加載，當(dāng)應(yīng)變接近2%時(shí)，移除引伸計(jì)，之后以3 mm/min 的速率對試樣加載，直至試樣斷裂，并實(shí)時(shí)獲得應(yīng)力-應(yīng)變曲線。

圖2 高溫拉伸試樣尺寸Fig.2 Dimensions of the high temperature tensile specimen

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 高溫力學(xué)性能

圖3為TB17、TC21、TA15和Ti60合金在不同溫度下的高溫性能。隨著溫度升高，試驗(yàn)合金均表現(xiàn)出強(qiáng)度降低、塑性升高的變化規(guī)律。4種合金的強(qiáng)度、塑性指標(biāo)隨溫度的變化規(guī)律類似，但在不同溫度范圍，存在顯著差異。在100～500 ℃范圍內(nèi)，TB17合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度值最高，而TA15合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度值最低，TC21和Ti60合金的強(qiáng)度值介于兩者之間，其中TC21合金的抗拉強(qiáng)度值略高于Ti60合金，但屈服強(qiáng)度值兩者相差不大?？傮w來說，4種合金的強(qiáng)度值相對大小和室溫時(shí)的規(guī)律一致。在該溫度范圍內(nèi)，4種合金的伸長率和斷面收縮率均隨著溫度的上升呈現(xiàn)升高趨勢，但TB17合金的伸長率和斷面收縮率變化幅度最大，特別是在500 ℃時(shí)，斷面收縮率均值就已達(dá)到了90.9%，明顯高過了其他3種合金。從圖3還可以看出，TB17、TC21和TA15合金在500 ℃后的強(qiáng)度指標(biāo)和塑性指標(biāo)均出現(xiàn)了大幅度變化。TB17合金的高溫性能指標(biāo)變化最為明顯，當(dāng)達(dá)到500 ℃后，強(qiáng)度呈斷崖式下降，650和700 ℃時(shí)抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度值降至最低，而伸長率則顯著增高，斷面收縮率也一直保持在90%以上。TC21和TA15合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度也大幅度下降，并且隨著溫度升高至700 ℃，TC21合金的強(qiáng)度值介于TA15與Ti60合金之間，并逐漸與TA15合金接近。兩者伸長率和斷面收縮率也顯著增高，但TC21合金的塑性升高幅度顯著大于TA15合金，例如在700 ℃時(shí)，伸長率和斷面收縮率均值分別達(dá)到了65.5%和96%。Ti60合金的性能變化幅度最小，當(dāng)溫度在600 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度仍然保持在較高水平，均值分別為666.5 MPa和532 MPa，顯著高于其他3種合金。直到溫度達(dá)到650 ℃時(shí)，該合金的高溫性能指標(biāo)才出現(xiàn)明顯變化，隨著溫度升高，強(qiáng)度指標(biāo)出現(xiàn)較大幅度降低，但仍然顯著高于其他3種合金，塑性指標(biāo)出現(xiàn)較大幅度升高，仍低于其他3種合金。

圖3 試驗(yàn)鈦合金的高溫力學(xué)性能Fig.3 High temperature mechanical properties of the tested titanium alloys

2.2 應(yīng)力-應(yīng)變曲線

圖4為TB17、TC21、TA15和Ti60合金在不同溫度下的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線。根據(jù)圖4中曲線特征可以判斷，所有試樣均先發(fā)生彈性變形，之后進(jìn)入非彈性變形階段，并且未出現(xiàn)明顯屈服平臺(tái)，持續(xù)變形直至發(fā)生縮頸和斷裂。在一定外力和應(yīng)變速率下，溫度升高促進(jìn)了材料內(nèi)部發(fā)生位錯(cuò)增殖和湮滅機(jī)制。位錯(cuò)增殖將使位錯(cuò)密度增加，導(dǎo)致位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻力增加，宏觀上表現(xiàn)為應(yīng)變硬化，強(qiáng)度升高，塑性降低。位錯(cuò)湮滅將導(dǎo)致位錯(cuò)密度大幅度降低，甚至在變形過程中出現(xiàn)回復(fù)和再結(jié)晶現(xiàn)象，宏觀上則表現(xiàn)為應(yīng)變軟化，強(qiáng)度降低，塑性升高。因此，在整個(gè)高溫非彈性變形過程中，同時(shí)存在應(yīng)變硬化和應(yīng)變軟化這兩個(gè)競爭過程。

從圖4(a)可以看出，拉伸溫度為100 ℃時(shí)，4種合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線在非彈性變形階段，均存在較大幅度的均勻變形，表明4種合金的應(yīng)變硬化和應(yīng)變軟化作用相當(dāng)，處于較為平衡的狀態(tài)。如圖4(b，c)所示，隨著溫度提高至500 ℃時(shí)，4種合金應(yīng)力均發(fā)生了下降，TC21、TA15和Ti60合金的曲線仍存在較大幅度均勻變形，但TB17合金在400 ℃時(shí)曲線發(fā)生了明顯變化，雖然TB17合金的應(yīng)力值最高，但此時(shí)合金變形以應(yīng)變軟化為主，曲線經(jīng)過最高點(diǎn)后，應(yīng)力隨著應(yīng)變增加顯著下降。當(dāng)拉伸溫度提高至600 ℃時(shí)，如圖4(d)所示，4種合金的應(yīng)力值持續(xù)降低，TB17合金的應(yīng)力值降幅最大，Ti60合金的應(yīng)力值降幅最小，也僅Ti60合金的曲線處于較為平衡的狀態(tài)，其他合金變形均以應(yīng)變軟化為主。如圖4(e，f)所示，當(dāng)溫度提高至650 ℃后，4種合金的應(yīng)力值均大幅度降低，此時(shí)TB17合金的應(yīng)力值最小，TC21合金的應(yīng)力值降幅高于TA15合金，此時(shí)Ti60合金應(yīng)力值仍然顯著高于其他合金，但合金變形也開始以應(yīng)變軟化為主，經(jīng)歷最高點(diǎn)后，應(yīng)力隨著應(yīng)變增加顯著下降。

3 分析與討論

3.1 合金當(dāng)量分析

鈦合金高溫性能與合金化學(xué)成分密切相關(guān)，常采用經(jīng)驗(yàn)公式(1)[2]和公式(2)[2,10]計(jì)算合金的Al當(dāng)量([Al]eq)和Mo當(dāng)量([Mo]eq)值，用于分析合金特點(diǎn)和元素的綜合作用。

[Al]eq=w(Al)+1/3w(Sn)+1/6w(Zr)+

10w(O+C+2N)

(1)

[Mo]eq=w(Mo)+1/4w(Ta)+1/3.3w(Nb)+

1/2w(W)+1/1.4w(V)+1/0.6w(Cr)+

1/0.8w(Ni)+1/0.6w(Mn)+

1/0.5w(Fe)+1/0.9w(Co)

(2)

表2為TB17、TC21、TA15和Ti60合金的當(dāng)量計(jì)算結(jié)果。TB17合金含有高含量的β穩(wěn)定元素Mo和較高含量的β穩(wěn)定元素Cr和V，[Mo]eq值最高，為12.71，屬高鉬當(dāng)量近β型合金，相對來說，[Al]eq值最低，為5.5。該合金經(jīng)固溶時(shí)效后室溫強(qiáng)度可達(dá)1350 MPa，且疲勞性能優(yōu)異[11]。TC21合金中添加了較高含量的β穩(wěn)定元素Mo、Cr和Nb，[Mo]eq值為5.28，屬(α+β)型合金，該合金同時(shí)含有高含量的α穩(wěn)定元素Al和較高含量α穩(wěn)定元素Sn，[Al]eq值為8.00。該合金經(jīng)準(zhǔn)β鍛造+雙重退火處理后，室溫強(qiáng)度可達(dá)1100 MPa，同時(shí)具有高韌性、高損傷容限和優(yōu)異的疲勞性能[12]。TA15合金含有高含量的α穩(wěn)定元素Al，較低含量的β穩(wěn)定元素Mo和V，[Al]eq值為7.33，[Mo]eq值僅為1.71，屬于高鋁當(dāng)量的近α型合金。該合金經(jīng)高溫退火后，室溫強(qiáng)度可達(dá)930 MPa，同時(shí)具有良好的中等高溫強(qiáng)度[13]。Ti60合金屬Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si合金體系，該合金含有高含量的α穩(wěn)定元素Al和Sn，較高含量的中性元素Zr，較低含量的β穩(wěn)定元素Ta、Mo和Nb，還有微量Si元素，[Mo]eq值僅為0.77，[Al]eq值達(dá)9.11，同樣屬于高鋁當(dāng)量的近α型合金。該合金經(jīng)固溶時(shí)效處理后，室溫強(qiáng)度可達(dá)1030 MPa，設(shè)計(jì)使用溫度為600 ℃[3]。

表2 試驗(yàn)鈦合金的[Al]eq和[Mo]eq值(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

3.2 討論

這4種合金中，近β型TB17合金的鋁當(dāng)量最低，鉬當(dāng)量最高，近α型Ti60合金的鋁當(dāng)量最高，鉬當(dāng)量最低，(α+β)型TC21和近α型TA15合金的鋁當(dāng)量相近，但TA15合金的鉬當(dāng)量顯著低于TC21合金。

TB17、TC21和TA15合金組織形貌和類型不同，但均由α相和β相組成[13, 18-19]。隨著溫度升高至500 ℃，α相處于較穩(wěn)定狀態(tài)，仍具有一定的沉淀強(qiáng)化作用，但合金的固溶強(qiáng)化作用降低，高溫激活了難滑移系的滑移，因此在一定程度上造成合金強(qiáng)度降低、塑性提高。隨著溫度進(jìn)一步升高，合金的固溶強(qiáng)化作用進(jìn)一步降低，α相尺寸將長大，α相沉淀強(qiáng)化作用明顯減弱，這都將顯著降低位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，造成合金強(qiáng)度大幅下降，塑性升高。此時(shí)，這3種合金強(qiáng)度下降幅度與鋁當(dāng)量值大小、鉬當(dāng)量值大小呈顯著相關(guān)關(guān)系，TB17合金鉬當(dāng)量值最高，鋁當(dāng)量值最低，下降幅度也最大，TA15合金鉬當(dāng)量值最低，鋁當(dāng)量值與TC21合金接近，下降幅度也最小。這主要是因?yàn)椋辖疸f當(dāng)量越高，鋁當(dāng)量越低，室溫下β相含量也就越多，隨著溫度升高，組織內(nèi)β相含量也因α相的高溫回溶進(jìn)一步增多。由于β相層錯(cuò)能高，可動(dòng)滑移系數(shù)量顯著增加，高溫下更易發(fā)生位錯(cuò)的攀移和交滑移，因此動(dòng)態(tài)回復(fù)成為最主要的軟化機(jī)制，最終造成合金的高溫強(qiáng)度顯著下降。

Ti60合金的鉬當(dāng)量最低，僅為0.77，且含有一定含量的Si，合金組織由α相、少量β相、有序相(α2相)和硅化物組成[3]。隨著溫度升高，Ti60合金的固溶強(qiáng)化作用也會(huì)降低，但由于存在硅化物強(qiáng)化和α2相的有序強(qiáng)化作用，最終造成該合金的高溫強(qiáng)度下降幅度最小。一般認(rèn)為，α2相的長大溫度范圍在550～600 ℃，完全回溶的臨界溫度約為750 ℃[20]。本研究中，直到溫度達(dá)到650 ℃時(shí)，Ti60合金的高溫力學(xué)行為才出現(xiàn)明顯變化，也與α2相的長大和回溶相關(guān)。因此，鈦合金的相組成和強(qiáng)化機(jī)制是決定合金高溫力學(xué)性能行為最主要的影響因素。

4 結(jié)論

1) 隨著溫度提高，TB17、TC21、TA15和Ti60鈦合金的高溫強(qiáng)度降低，塑性升高；當(dāng)溫度在100～500 ℃范圍內(nèi)，4種合金的高溫強(qiáng)度相對大小和室溫時(shí)的規(guī)律一致，高溫強(qiáng)度值順序?yàn)門B17>TC21>Ti60>TA15；當(dāng)溫度超過600 ℃后，TB17合金的高溫性能變化幅度最大，強(qiáng)度最低，Ti60合金的變化幅度最小，強(qiáng)度最高，TC21合金的強(qiáng)度介于TA15與Ti60合金之間，并逐漸與TA15合金接近。

2) 當(dāng)溫度在100 ℃時(shí)，4種合金的應(yīng)變硬化和應(yīng)變軟化作用相當(dāng)，應(yīng)力-應(yīng)變曲線處于較為平衡的狀態(tài)；當(dāng)溫度在400 ℃時(shí)，TB17合金變形以應(yīng)變軟化為主，應(yīng)力隨著應(yīng)變增加顯著降低；當(dāng)溫度在600 ℃時(shí)，TC21和TA15合金變形也開始以應(yīng)變軟化為主，但TA15合金應(yīng)力的下降幅度低于TC21合金；直到溫度在650 ℃時(shí)，Ti60合金變形才以應(yīng)變軟化為主。

3) TB17、TC21和TA15合金組織由α相和β相組成，高溫強(qiáng)化機(jī)制主要以固溶強(qiáng)化和α相沉淀強(qiáng)化機(jī)制為主；Ti60合金組織由α相、少量β相、有序相(α2相)和硅化物組成，高溫主要以固溶強(qiáng)化、α相沉淀強(qiáng)化、硅化物強(qiáng)化和α2相的有序強(qiáng)化作用機(jī)制為主，因此具有更優(yōu)異的高溫性能。