王瑞琴， 葛 鵬， 廖 強(qiáng)， 侯 鵬， 劉 宇

(西部金屬材料股份有限公司， 陜西 西安 710201)

高溫鈦合金的研制一直是鈦合金領(lǐng)域最為活躍、最為重要的一個(gè)分支，受到世界各國鈦合金研究者的高度重視。目前，國內(nèi)外的主要高溫鈦合金最高使用溫度為600 ℃，但是隨著各國航空航天領(lǐng)域的快速發(fā)展，新一代的超聲速飛行器、空天飛機(jī)的發(fā)動(dòng)機(jī)及機(jī)體的部分高溫部件使用溫度要求在短時(shí)間內(nèi)達(dá)到650～700 ℃[1-2]?，F(xiàn)有Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系傳統(tǒng)近α型高溫鈦合金已不能滿足新型航天器的需求，且該類鈦合金的工藝塑性低，加工困難，而對于兩相型高溫鈦合金，則具有優(yōu)異的室溫強(qiáng)度和較高的塑性，盡管在長時(shí)間熱暴露過程中會發(fā)生相的不穩(wěn)定分解，導(dǎo)致組織和性能的不穩(wěn)定性，但是在高溫短時(shí)應(yīng)用的背景下，這些因素不再重要。為了滿足國防領(lǐng)域和航天領(lǐng)域?qū)Ω邷囟虝r(shí)高強(qiáng)鈦合金的迫切需求，研制了一種新型短時(shí)用高溫鈦合金，該合金是在Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系的基礎(chǔ)上去除Si元素而添加W元素，屬于馬氏體型兩相高溫鈦合金，通過熱處理改善合金組織，以獲得最佳的綜合力學(xué)性能。本文通過研究固溶處理后的不同冷卻方式對合金的組織和性能的影響，為該合金的實(shí)際生產(chǎn)工藝提供參考依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及方法

本試驗(yàn)用材料為φ340 mm鑄錠，鑄錠經(jīng)過3次真空自耗電弧爐熔煉，其化學(xué)成分如表1所示。經(jīng)β單相區(qū)開坯、α+β兩相區(qū)的鍛造、軋制，得到厚度為12 mm的板材。采用金相法測得材料(α+β)/β的相變點(diǎn)Tβ為(980±5) ℃。用線切割切取力學(xué)性能試樣，拉伸試樣的有效尺寸為φ12 mm×65 mm。本試驗(yàn)采用的熱處理工藝如表2所示。室溫和高溫力學(xué)性能測試均在MST電子拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，軸向拉伸速率控制在1 mm/min。每種狀態(tài)的試樣數(shù)為2個(gè)，試驗(yàn)溫度分別為室溫、600及700 ℃。金相試樣用HF∶HNO3∶H2O=1∶3∶7(體積比)的腐蝕劑腐蝕，然后在Olympus GX51倒置式光學(xué)顯微鏡上觀察顯微組織。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 冷卻方式對合金組織的影響

圖1為不同冷卻方式下合金的顯微組織，其中圖1(a) 為合金軋制態(tài)組織，該組織為等軸α相或拉長的α相和片狀α+β相組成。圖1(b～d)分別為合金在爐冷、空冷和水冷3種方式下的顯微組織。從圖1 可以看出，經(jīng)過950 ℃×1 h固溶處理后，拉長的α相均已球化，但不同的冷卻方式下，初生α相的含量、尺寸及次生α相的形貌不同。固溶處理后爐冷方式下，初生α相的含量最多，尺寸也最大，含量約為58%，尺寸約為8 μm，隨著冷卻速度的增大，初生α相的含量和尺寸均逐漸減小，空冷時(shí)α相平均尺寸降低至約6.7 μm，水冷約4.7 μm；空冷時(shí)α相體積分?jǐn)?shù)減少至約33%，水冷約26%。在隨后的時(shí)效過程中，3種冷卻方式下析出的次生α相尺寸都較細(xì)小，但爐冷析出的次生α相數(shù)量較少，空冷和水冷析出的次生α相尺寸和數(shù)量相差不大。

圖1 短時(shí)用高溫鈦合金板材在不同熱處理制度下的橫向顯微組織(a)軋態(tài); (b)爐冷; (c)空冷; (d)水冷Fig.1 Transverse microstructure of the short-term servicing high-temperature titanium alloy plate under different heat treatment processes(a) as-rolled; (b) furnace cooled; (c) air cooled; (d) water cooled

合金經(jīng)過相同的950 ℃固溶后，冷卻方式的不同直接影響時(shí)效前組織中殘留的β相含量。爐冷的冷卻速率低，β相有足夠的能量和時(shí)間轉(zhuǎn)化為次生α相，同時(shí)爐冷有足夠的時(shí)間保障合金元素在基體中的擴(kuò)散，從β相中析出的次生α相來不及長大就被α相吞并并長大，因此爐冷出現(xiàn)較大的初生α相和較小的次生α相的混合組織。合金在固溶后的空冷時(shí)，雖冷卻速率較爐冷高，但也有一定的時(shí)間和能量來保證β轉(zhuǎn)變組織中α相的生長，其合金元素在基體中也有擴(kuò)散，但擴(kuò)散較慢，α相來不及吞并析出的次生α相，因此空冷時(shí)的針狀次生α相的尺寸反而較爐冷的長。另外，該合金的Mo含量較高，空冷和水冷的效果相當(dāng)，時(shí)效開始前合金中還殘留有相當(dāng)量的亞穩(wěn)β相，在隨后的時(shí)效過程中亞穩(wěn)β相進(jìn)一步分解生成較為穩(wěn)定的α+β相[3-5]。水冷時(shí)，殘留的亞穩(wěn)β相來不及發(fā)生平衡相變形成α相，主要通過原子遷移得到亞穩(wěn)定過渡相即α″和α′，α″和α′馬氏體相均為無擴(kuò)散相形成的很不穩(wěn)定的亞穩(wěn)相[5]，在隨后的時(shí)效過程中，α″和α′相發(fā)生分解，生成穩(wěn)定的α+β相。因水冷的過冷度較大，合金元素的擴(kuò)散來不及進(jìn)行，次生α相的形核率很高，形成大量的次生α核，在時(shí)效過程中 α相 也沒有明顯長大，仍為細(xì)針狀。

2.2 冷卻方式對合金性能的影響

圖2為固溶后不同冷卻方式下合金的室溫、600 ℃及700 ℃拉伸性能，從圖2可以看出，室溫強(qiáng)度隨冷卻速率的增加而增加，對應(yīng)的室溫塑性則降低；600、700 ℃高溫強(qiáng)度也隨著冷卻速率的增加而增加，伸長率和斷面收縮率隨之有所降低。這是因?yàn)殡S著冷卻速率的增加，殘余β相增多，從而限制了初生α相的長大；冷卻速率越高，析出的次生α相也越細(xì)小，且次生α相的析出量增多，因此晶界面積增加，在室溫時(shí)起到晶界強(qiáng)化的作用，高溫拉伸時(shí)晶界對高溫強(qiáng)度的強(qiáng)化作用減弱[6-8]，隨冷卻速率的增加，過冷度變大，次生α相 形核率升高，尺寸較小的次生α相析出數(shù)量增多，并且分布較為錯(cuò)亂，高溫拉伸變形時(shí)次生α相相互齒合，對合金的高溫強(qiáng)度起到一定的提高作用。對比3種固溶冷卻方式下合金的力學(xué)性能，固溶處理后采用空冷方式即可獲得較好的綜合性能，室溫抗拉強(qiáng)度>1200 MPa，伸長率>10%，600 ℃高溫抗拉強(qiáng)度>750 MPa，伸長率>25%，700 ℃高溫抗拉強(qiáng)度>450 MPa，伸長率>40%，且該冷卻方式也適宜于工業(yè)生產(chǎn)。

圖2 不同熱處理制度下短時(shí)用高溫鈦合金板材不同溫度的橫向力學(xué)性能(a)室溫; (b) 600 ℃; (c) 700 ℃Fig.2 Transverse mechanical properties at different temperatures of the short-term servicing high-temperature titanium alloy plate under different heat treatment processes(a) room temperature; (b) 600 ℃; (c) 700 ℃

3 結(jié)論

1) 新型短時(shí)用高溫鈦合金熱軋板材經(jīng)不同冷卻方式的固溶處理及時(shí)效后，合金的組織均為α+β相，隨著冷卻速率的增加，初生α相的含量和尺寸逐漸減小，3種冷卻方式下析出的次生α尺寸都較細(xì)小，但爐冷析出的次生α相數(shù)量較少，空冷和水冷析出的次生α相尺寸和數(shù)量相差不大。

2) 固溶冷卻方式對合金性能有較明顯的影響，隨著冷卻速率的提高，合金的室溫、600 ℃及700 ℃高溫強(qiáng)度提高而塑性降低。合金固溶處理后采用空冷方式可獲得較好的綜合力學(xué)性能。