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(guó)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(guó)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(zhǎng)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(duì)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(duì) 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(guò)開(kāi)坯鍛造，最后軋制成為的環(huán)件。合金的化學(xué)成分見(jiàn)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(jiàn)表2。對(duì)比分析四種熱處理工藝對(duì)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(guò)四種不同熱處理后工藝試樣的微觀組織見(jiàn)圖1。比較可以看出：經(jīng)過(guò)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(guò)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(guò)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(guò)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(jiàn)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(wú)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(duì)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(duì)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(jiàn)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(guò)比較可以看出，僅經(jīng)過(guò)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(shì)。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(zhǎng)大。1＃固溶處理后，熱暴露過(guò)程相當(dāng)于在450℃進(jìn)行了一個(gè)長(zhǎng)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(guò)時(shí)效處理后的3＃和4＃試樣在優(yōu)先形核、長(zhǎng)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(guò)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(duì)合金的室溫拉伸和熱暴露性能的影響見(jiàn)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(guò)850℃固溶的2＃熱處理試樣強(qiáng)度相對(duì)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(guò)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(méi)有明顯下降，其余熱處理工藝塑性明顯下降。但經(jīng)過(guò)850℃固溶的試樣經(jīng)過(guò)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(guò)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(jiàn)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(shuō)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(duì)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(guò)固溶處理α相析出不明顯，而經(jīng)過(guò)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(guò)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(duì)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(duì)合金塑性也產(chǎn)生了一些不利影響。

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