朱培亮，辛社偉,，毛小南,，張思遠(yuǎn)，劉卓萌

(1.東北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，遼寧 沈陽 110819)

(2.西北有色金屬研究院，陜西 西安 710016)

鈦合金具有強(qiáng)度高、密度低、耐蝕性良好等性能，廣泛應(yīng)用于航空航天、石油化工、生物醫(yī)療等領(lǐng)域[1-4]。鈦合金中有很大一部分為高溫鈦合金，主要用于制造航空航天發(fā)動機(jī)的葉盤、葉片等零部件，對于提高飛機(jī)的推重比具有重要意義。目前，成熟高溫鈦合金的應(yīng)用溫度主要在600 ℃，且各國研發(fā)的高溫鈦合金主要為Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系近α型鈦合金，典型的有英國的IMI834、美國的Ti-1100、俄羅斯的BT36以及我國的Ti-600、Ti-60合金等。

在高溫的影響下，合金組織會發(fā)生改變，表現(xiàn)在組織和析出物形態(tài)的變化。熱穩(wěn)定性可用來表征合金在高溫環(huán)境下保持自身性能穩(wěn)定的能力，決定著合金的使用溫度。不同的合金元素對熱穩(wěn)定性的影響不同，因此需要選擇適宜的合金元素。Si元素因其對抗蠕變性能的獨(dú)特作用，成為高溫鈦合金中不可或缺的添加元素[5]。目前使用溫度在400 ℃及以上的高溫鈦合金都含有Si元素，英國IMI834鈦合金中的Si含量甚至達(dá)到了0.5%，我國TG6高溫鈦合金中的Si含量也達(dá)到了0.4%[6]。但根據(jù)Seagle的研究，Si元素是共析型β穩(wěn)定元素，在起到固溶強(qiáng)化作用的同時還會以硅化物的形式在鈦合金基體內(nèi)或晶界處析出，改變合金的變形行為，影響其熱穩(wěn)定性[7-8]。以TA1、Ti-0.2Si、Ti-0.4Si合金為研究對象，研究Si元素對其熱穩(wěn)定性能的影響，以期明確Si元素在熱暴露過程中的析出行為對熱穩(wěn)定性的影響。

1 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為Si含量分別為0%、0.2%、0.4%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）的Ti-Si二元合金。依據(jù)所設(shè)計(jì)的合金成分，采用真空自耗電弧爐進(jìn)行2次熔煉，制備出成分均勻的TA1、Ti-0.2Si、Ti-0.4Si合金鑄錠。鑄錠經(jīng)多火次鍛造，最終制得70 mm×70 mm×L的方形鍛棒。沿鍛棒長度方向，使用線切割機(jī)切割出φ12 mm×140 mm的棒狀樣品和φ12 mm×10 mm的金相樣品若干。通過熱分析法測得Ti-0.2Si和Ti-0.4Si合金的Tβ轉(zhuǎn)變溫度分別為890、883 ℃。采用箱式電阻爐對鍛造后的3種合金進(jìn)行退火熱處理和熱暴露處理，其中，退火熱處理工藝為720 ℃/2 h/AC，熱暴露分別在350、400、450、500、550、600 ℃大氣環(huán)境下保溫100 h，之后空冷。將鍛造、退火以及熱暴露處理后的合金精加工成M10 mm×φ5 mm的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，在室溫下進(jìn)行力學(xué)性能檢測。通過熱暴露后的塑性損失率來表征合金的熱穩(wěn)定性。另外，采用光學(xué)顯微鏡（OM）、X射線衍射儀（XRD）、透射掃描電鏡（TEM）對樣品進(jìn)行表征，分析熱暴露過程中析出的硅化物對合金熱穩(wěn)定性的影響機(jī)理。

2 結(jié)果與分析

2.1 力學(xué)性能

TA1、Ti-0.2Si和Ti-0.4Si合金在鍛態(tài)（R）、熱處理態(tài)（HT）及熱暴露狀態(tài)下的抗拉強(qiáng)度和伸長率如圖1和圖2所示。由圖1、圖2可以看出，在經(jīng)過720 ℃/2 h/AC熱處理后，3種樣品的抗拉強(qiáng)度均有所降低，TA1純鈦從375 MPa降低到了342 MPa，Ti-0.2Si合金從492 MPa降低到了408 MPa，Ti-0.4Si合金從528 MPa降低到了499 MPa；而樣品的塑性得到了很大的提高，TA1純鈦的伸長率從49.0%提升到了58.0%，Ti-0.2Si合金從27.5%提升到了53.0%，Ti-0.4Si合金從26.5%提升到了34.0%。鑄錠在多火次鍛造過程中，鑄態(tài)晶粒破碎，晶內(nèi)晶界位錯增殖，合金組織得到細(xì)化，經(jīng)過退火熱處理后，緩解了鍛造過程中產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力，消除了基體內(nèi)的部分位錯，使得組織變得更加穩(wěn)定，綜合性能得到一定的提升。

圖1 Ti-Si合金在不同狀態(tài)下的抗拉強(qiáng)度Fig.1 Ultimate tensile strength of Ti-Si alloys in different states

圖2 Ti-Si合金在不同狀態(tài)下的伸長率Fig.2 Elongation of Ti-Si alloys in different states

由圖1、圖2還可以看出，在不同溫度下熱暴露100 h后，TA1、Ti-0.2Si和Ti-0.4Si合金的力學(xué)性能變化也不一致。在抗拉強(qiáng)度方面，隨著熱暴露溫度的增加，TA1純鈦的抗拉強(qiáng)度幾乎不變，在360 MPa左右；Ti-0.2Si與Ti-0.4Si合金的抗拉強(qiáng)度大致呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢，450 ℃熱暴露時達(dá)到最大，其中Ti-0.2Si合金為451 MPa，Ti-0.4Si合金為498 MPa。二者的區(qū)別在于在500 ℃以下進(jìn)行熱暴露時，Ti-0.2Si合金的抗拉強(qiáng)度升高幅度比Ti-0.4Si大；而當(dāng)溫度高于500 ℃時，情況則相反，Ti-0.4Si合金的抗拉強(qiáng)度發(fā)生急劇下降，600 ℃時降到了最低，為422 MPa，此時強(qiáng)度與Ti-0.2Si合金相當(dāng)。對于伸長率來說，TA1純鈦的伸長率隨著熱暴露溫度的升高呈現(xiàn)出增加的趨勢；而Ti-0.2Si和Ti-0.4Si合金的伸長率則隨著熱暴露溫度的升高呈現(xiàn)出先下降再升高又下降的趨勢，曲線形狀類似反“N”形，二者伸長率均在500 ℃時降至最低，其中Ti-0.2Si合金為37.5%，Ti-0.4Si合金為28.0%。TA1純鈦與Ti-0.2Si和Ti-0.4Si合金抗拉強(qiáng)度和伸長率變化的不同是由于Si元素的影響[9-10]。分析發(fā)現(xiàn)，在400 ℃及以下溫度進(jìn)行熱暴露時，Ti-0.2Si和Ti-0.4Si合金的塑性幾乎沒有損失，有著優(yōu)良的熱穩(wěn)定性；而500 ℃是一個臨界溫度，在此溫度下二者均表現(xiàn)出最差的綜合力學(xué)性能。

在相同的熱處理?xiàng)l件下，隨著Si含量的增加，合金的抗拉強(qiáng)度有所提高，伸長率則下降，說明Si元素的存在起到了一定的強(qiáng)化作用，且在一定范圍內(nèi)，其強(qiáng)化作用與含量成正比。從圖2可以發(fā)現(xiàn)，在高的熱暴露溫度下，隨著Si含量的升高，合金塑性越來越差。與熱處理態(tài)相比，熱暴露溫度在400~500 ℃時，合金塑性的損失率越來越大，即熱穩(wěn)定性越來越差，在500 ℃時，Ti-0.2Si合金的熱穩(wěn)定性明顯差于Ti-0.4Si合金。

在Ti-Si合金熱暴露過程中，以450 ℃的熱暴露溫度為分界點(diǎn)，高Si含量與低Si含量合金在抗拉強(qiáng)度的變化幅度上有著較大的差別。即Ti-0.2Si合金在較低溫度進(jìn)行熱暴露時，其抗拉強(qiáng)度升高明顯快于Ti-0.4Si合金，這是因?yàn)門i-0.2Si與Ti-0.4Si合金中Si元素濃度不同，在相同熱暴露時間內(nèi)，要析出同等數(shù)量的硅化物，Si含量越低，所需要的溫度就越高；另一方面，溫度也影響著Si原子的擴(kuò)散速率。這兩種原因引起了合金基體中固溶Si原子與析出物數(shù)量的變化，即宏觀上抗拉強(qiáng)度的變化是由于Si元素引起的固溶強(qiáng)化與析出強(qiáng)化共同作用的結(jié)果[11]。

合金中元素的擴(kuò)散主要由溫度和元素濃度決定，Ti-Si二元系合金在熱暴露過程中，基體中Si原子的擴(kuò)散受到熱暴露溫度和Si元素濃度的雙重影響，當(dāng)Si元素含量較低時，就需要很高的熱暴露溫度來促使Si原子的擴(kuò)散，使其以硅化物的形態(tài)析出，而Si含量較高時，在較低的溫度下Si原子就能通過擴(kuò)散形成與較高溫度下低Si元素含量合金析出相當(dāng)?shù)墓杌?。這些析出的硅化物會阻礙合金基體中的位錯移動，降低相鄰晶粒之間的變形協(xié)調(diào)能力，導(dǎo)致合金的伸長率下降，這也是Ti-0.2Si合金伸長率出現(xiàn)下降時的溫度比Ti-0.4Si合金更高的原因。

2.2 熱處理組織分析

TA1、Ti-0.2Si和Ti-0.4Si合金的鍛態(tài)和熱處理態(tài)顯微組織如圖3所示。從圖3可以發(fā)現(xiàn)，3種合金在經(jīng)過鍛造之后，晶粒細(xì)小且極不規(guī)則，晶界十分曲折；經(jīng)過熱處理之后，3種合金的顯微組織轉(zhuǎn)變?yōu)榈容Sα組織，且晶粒變得規(guī)整，晶界更加清晰平直，與鍛態(tài)組織相比，TA1、Ti-0.2Si合金晶粒明顯長大，而Ti-0.4Si合金晶粒長大不明顯。對比圖3d~3f可以看出，TA1晶粒尺寸最大，Ti-0.2Si次之，Ti-0.4Si最小?？梢酝茰y，Si元素的存在可以起到細(xì)化晶粒的作用，且在一定范圍內(nèi)，晶粒細(xì)化程度與Si含量成正比。結(jié)合圖1和圖2樣品的力學(xué)性能變化來看，熱處理后合金的伸長率增加，這與等軸組織具有良好的塑性相一致。

圖3 Ti-Si合金在不同狀態(tài)下的金相照片F(xiàn)ig.3 Metallographs of Ti-Si alloys in different states: (a) TA1, R; (b) Ti-0.2Si, R; (c) Ti-0.4Si, R;(d) TA1, HT; (e) Ti-0.2Si, HT; (f) Ti-0.4Si, HT

鍛態(tài)與熱處理態(tài)Ti-0.2Si和Ti-0.4Si合金的TEM照片如圖4所示。從圖4可以看出，Ti-0.2Si和Ti-0.4Si合金鍛態(tài)組織中位錯密度很高，且有大量的位錯聚集在一起，位錯之間相互纏結(jié)形成了大量的位錯網(wǎng)與位錯纏結(jié)（見圖4a、4c）。經(jīng)過720 ℃/2 h/AC退火處理后，一方面，2種合金發(fā)生再結(jié)晶，在此期間，鍛造時產(chǎn)生的大量位錯發(fā)生滑移，致使異號位錯相消，位錯整體密度下降，緩和了晶粒之間的應(yīng)力，穩(wěn)定了組織，有效提升了合金的塑性；另一方面，退火處理使得Ti-0.2Si和Ti-0.4Si合金在晶界處析出了第二相，形狀接近于球狀（見圖4b、4d），這些零星分散的第二相尺寸很小，幾乎不會影響合金的強(qiáng)度與塑性。

圖4 Ti-Si合金在不同狀態(tài)下的TEM照片F(xiàn)ig.4 TEM images of Ti-Si alloys in different states: (a) Ti-0.2Si, R; (b) Ti-0.2Si, HT; (c) Ti-0.4Si, R; (d) Ti-0.4Si, HT

2.3 熱暴露組織分析

在熱暴露過程中，TA1、Ti-0.2Si和Ti-0.4Si合金的晶粒均沒有明顯長大，故只給出了350 ℃熱暴露100 h后的金相照片，如圖5所示。從圖5可以看出，TA1、Ti-0.2Si和Ti-0.4Si合金組織均是由等軸α相組成。結(jié)合合金熱暴露時的力學(xué)性能來看，顯微組織發(fā)生了細(xì)微的變化。Si作為共析元素在鈦合金中能夠形成析出物，熱暴露時合金力學(xué)性能的變化也是由析出物的析出行為所決定的。在熱處理過程中，已有部分Si元素以沉淀物的形式析出，在熱暴露過程中這些沉淀物對位錯起到釘扎作用，抑制了α晶粒的長大[12]。熱暴露時，Si元素含量不同，對沉淀物大小、形狀及分布的影響不同，Si元素含量越高，熱暴露過程中形成的硅化物就越多，對晶界遷移和晶粒長大的阻礙作用也越大，宏觀上表現(xiàn)為Ti-0.4Si合金晶粒較Ti-0.2Si合金小。另一方面，Ti-0.2Si合金中Si元素含量低，在熱暴露過程中形成的硅化物少，對晶粒長大的阻礙作用較小，故其宏觀組織與TA1純鈦相似。

圖5 Ti-Si合金在350 ℃熱暴露后的金相照片F(xiàn)ig.5 Metallographs of Ti-Si alloys after heat exposure at 350 ℃: (a) TA1; (b) Ti-0.2Si; (c) Ti-0.4Si

由圖1和圖2可知，Ti-0.2Si和Ti-0.4Si合金在450~600 ℃熱暴露時，伸長率變化表現(xiàn)得最為反常，故選取這幾種狀態(tài)下的合金進(jìn)行XRD檢測，結(jié)果如圖6所示。從圖6可以看出，在450~600 ℃的熱暴露溫度下，Ti-0.2Si和Ti-0.4Si合金的XRD譜圖中都只有α相的衍射峰，并未出現(xiàn)硅化物的衍射峰，說明Ti-0.2Si和Ti-0.4Si合金在450~600 ℃熱暴露過程中生成的硅化物很少。結(jié)合圖1和圖2可以認(rèn)為，即使析出物的含量很少，仍可以顯著影響合金的抗拉強(qiáng)度和伸長率。而抗拉強(qiáng)度與伸長率出現(xiàn)這種變化的原因除了與基體晶粒大小有關(guān)外，還與析出物的尺寸、含量以及分布有關(guān)。人們都希望通過熱處理形成細(xì)小、均勻且數(shù)量較多的第二相來提高合金的綜合性能。本實(shí)驗(yàn)的熱暴露過程即為一個時效過程，而溫度影響了時效的程度。熱暴露過程中的產(chǎn)物對合金性能的影響也同樣受上述3個因素控制，為了更清楚地了解Ti-0.2Si和Ti-0.4Si合金在熱暴露過程中硅化物的析出情況，進(jìn)行了TEM分析。

圖6 Ti-Si合金在不同熱暴露條件下的XRD譜圖Fig.6 XRD patterns of Ti-Si alloys under different thermal exposure conditions: (a) Ti-0.2Si; (b) Ti-0.4Si

圖7為Ti-0.2Si合金經(jīng)不同溫度熱暴露100 h后的TEM照片。從圖7a~7d可以看出，Ti-0.2Si合金的晶界平直，不同α晶粒內(nèi)部析出的硅化物數(shù)量不同，且析出位置大多數(shù)在合金的晶界處，這表明Ti-0.2Si合金中的析出物是不均勻分布的。此外，當(dāng)熱暴露溫度在450 ℃及以上時，Ti-0.2Si合金在晶界處的析出物顯著增加，且晶界處的析出物多數(shù)比α晶粒內(nèi)部的更為粗大。從圖7e、7f可以看出，熱暴露溫度升高至600 ℃時，Ti-0.2Si合金α晶粒內(nèi)部的析出物呈典型的橢球狀，其長軸約為500 nm，短軸約為250 nm；析出物周圍存在大量位錯，且與析出物交錯纏結(jié)在一起?？梢酝茢?，在較低的熱暴露溫度下，Ti-0.2Si合金α晶粒內(nèi)部已經(jīng)有析出物的存在，但受限于實(shí)驗(yàn)條件并未觀察到。圖7f左上角為析出物對應(yīng)的選區(qū)電子衍射花樣，經(jīng)過標(biāo)定，確定析出物為Ti5Si3，說明熱暴露過程中Si原子的擴(kuò)散與偏聚形成了Ti5Si3。結(jié)合力學(xué)性能測試結(jié)果可知，Ti5Si3是造成合金塑性降低的主要原因。Ti-0.2Si合金在晶界處析出的硅化物比α晶粒內(nèi)部的更為粗大，這是由于晶界處原子排列比晶內(nèi)混亂，使晶界處的能量高于晶內(nèi)，為析出物的形核長大提供了有利條件，故晶界處的硅化物比晶內(nèi)的更大。晶界處較大的硅化物沉淀阻礙了位錯運(yùn)動和晶界間的協(xié)調(diào)變形，使得合金的伸長率下降。

圖7 Ti-0.2Si合金在不同溫度下熱暴露后的TEM照片F(xiàn)ig.7 TEM images of Ti-0.2Si alloy under different thermal exposure temperatures:(a) 450 ℃; (b) 500 ℃; (c) 550 ℃; (d, e, f) 600 ℃

圖8為Ti-0.4Si合金在不同溫度下熱暴露100 h后的TEM照片。從圖8可以看出，大多數(shù)第二相在晶界處析出，隨著熱暴露溫度的升高，Ti-0.4Si合金中晶界處的析出物越來越多，尺寸也越來越大。當(dāng)熱暴露溫度超過500 ℃時，Ti-0.4Si合金基體中析出物的尺寸明顯變大且有團(tuán)聚在一起的趨勢，熱暴露溫度為550 ℃時，析出物還未長大團(tuán)聚在一起，600 ℃時析出物則已長大團(tuán)聚在一起。圖8d左下角為箭頭處析出物的電子衍射花樣，經(jīng)過標(biāo)定，確定為Ti5Si3，與Ti-0.2Si合金中的析出物種類相同。

圖8 Ti-0.4Si合金在不同溫度下熱暴露后的TEM照片F(xiàn)ig.8 TEM images of Ti-0.4Si alloy under different thermal exposure temperatures: (a) 450 ℃; (b) 500 ℃; (c) 550 ℃; (d) 600 ℃

對比圖7和圖8可以發(fā)現(xiàn)，在相同的熱暴露條件下，Ti-0.4Si合金與Ti-0.2Si合金相比，組織中析出的硅化物不僅在數(shù)量上明顯增多，尺寸上也有所增加，高熱暴露溫度下尤為明顯。可見，Si元素的含量控制著合金基體中硅化物的大小、形狀以及分布。Ti-0.2Si與Ti-0.4Si合金在相同溫度下熱暴露時，由于Ti-0.4Si合金中Si的含量較高，已經(jīng)接近了α相的最大固溶度0.45%，基體中的元素分布不均勻，造成超出固溶度的部分會析出形成硅化物。相對來說，由于Ti-0.2Si合金中的Si含量低，故基體中析出的硅化物質(zhì)點(diǎn)較少，即熱處理之后，Ti-0.4Si合金基體內(nèi)的硅化物質(zhì)點(diǎn)多于Ti-0.2Si合金。這些硅化物質(zhì)點(diǎn)可以作為形核劑，為后續(xù)硅化物的生長提供了有利條件，Si原子通過擴(kuò)散依附于形核劑長大比其自身形核長大要容易得多。對于Ti-0.4Si合金，其硅化物質(zhì)點(diǎn)數(shù)量和Si元素濃度均高于Ti-0.2Si合金，在熱暴露時，硅化物質(zhì)點(diǎn)會通過捕獲α基體中的Si原子來使自己長大，濃度越高捕獲越容易，硅化物長大越快，因此，Ti-0.4Si合金基體中硅化物多且大。另一方面，晶粒越大，元素?cái)U(kuò)散到晶界的路徑越長。Ti-0.2Si合金不僅晶粒大且Si元素含量低，即使晶界處缺陷多、能量高，硅化物等易于形核析出，但受限于擴(kuò)散路徑和元素濃度，只有部分晶界能夠接收到足夠多的Si原子而形成硅化物，而α晶粒內(nèi)部一些缺陷部位也吸引著Si原子聚集，形成硅化物；Ti-0.4Si合金與此不同，其晶粒較小，Si原子擴(kuò)散到界面處的路徑短，故容易在晶界處偏聚，形成大量硅化物[13]。這也是為什么能夠在Ti-0.2Si合金基體中觀察到硅化物，而在Ti-0.4Si合金基體中觀察不到硅化物的原因。

Si元素含量對合金有著不可忽略的影響，對于TA1純鈦（Si含量為0）來說，熱暴露溫度對其性能的影響微乎其微；當(dāng)Si元素添加量為0.2%時，雖然抗拉強(qiáng)度和伸長率發(fā)生了變化，但對于退火處理的原始合金來說，熱暴露對合金抗拉強(qiáng)度的影響不大，主要是降低了塑性（伸長率）；當(dāng)Si元素添加量增加到0.4%時，熱暴露溫度會對抗拉強(qiáng)度和伸長率造成影響，即對強(qiáng)度和塑性都造成了損失?？傮w來說，隨著Si元素含量的增加，熱暴露溫度對Ti-Si合金的影響逐漸從單一性能擴(kuò)大到綜合性能。

Ti-0.2Si合金中Si含量遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于α相的最大固溶度0.45%，故基體中的Si原子主要起著固溶強(qiáng)化的作用，在350、400 ℃熱暴露時，基體中硅化物析出量有限，不會對合金的強(qiáng)度和塑性造成顯著影響，故此溫度下合金的抗拉強(qiáng)度和伸長率變化有限；當(dāng)熱暴露溫度達(dá)到450 ℃時，由于高溫的影響，硅化物的析出量增多，這些析出的硅化物提高了合金的強(qiáng)度，但影響了α晶粒之間的協(xié)調(diào)變形，宏觀上表現(xiàn)為合金抗拉強(qiáng)度的升高與伸長率的下降；隨著熱暴露溫度的進(jìn)一步升高，硅化物進(jìn)一步長大，消耗了大量的固溶Si原子，但其析出強(qiáng)化作用不能彌補(bǔ)被削弱的固溶強(qiáng)化作用，宏觀上表現(xiàn)為抗拉強(qiáng)度下降且伸長率升高。

Ti-0.4Si合金中Si原子濃度較高，即使熱暴露溫度較低，Si原子也容易擴(kuò)散，使得析出的硅化物尺寸緩慢增大，為合金提供了一定的析出強(qiáng)化效應(yīng)，在宏觀上表現(xiàn)為抗拉強(qiáng)度緩慢升高而伸長率緩慢下降；隨著熱暴露溫度升高到550、600 ℃，硅化物尺寸增大明顯，消耗了合金基體中大量的固溶Si原子，導(dǎo)致固溶強(qiáng)化效應(yīng)減弱，削弱了總體的強(qiáng)化，造成抗拉強(qiáng)度下降，伸長率變化也是同樣的原因。由于晶界處析出的硅化物逐漸長大，連接在一起，不僅打破了晶界的連續(xù)性，而且造成基體之間的錯配度越來越大，在發(fā)生變形時，這些硬硅化物與基體難以協(xié)調(diào)變形，導(dǎo)致應(yīng)力集中，最后發(fā)展為裂紋源，使得合金在較小應(yīng)力作用下發(fā)生斷裂。

結(jié)合Ti-0.2Si和Ti-0.4Si合金力學(xué)性能與顯微結(jié)構(gòu)來看，發(fā)現(xiàn)熱暴露時析出的小尺寸硅化物不會影響合金的力學(xué)性能；只有當(dāng)熱暴露超過一定溫度時，析出的硅化物才會顯著長大；硅化物的析出位置、尺寸、數(shù)量以及形態(tài)都會對合金的力學(xué)性能產(chǎn)生很大的影響，要想提高合金的使用性能，應(yīng)使硅化物以彌散形態(tài)均勻分布于基體中。

3 結(jié) 論

(1) Si元素能夠細(xì)化Ti-Si合金晶粒，對合金有著明顯的強(qiáng)化效果。隨著Si含量的提高，Ti-Si合金的晶粒尺寸明顯減小，強(qiáng)度顯著提升，而塑性降低；Ti-0.2Si和Ti-0.4Si合金在熱暴露過程中強(qiáng)度先增加后下降，而Ti-0.4Si合金的強(qiáng)度下降明顯，2種合金均在500 ℃/100 h熱暴露處理后塑性最差。

(2) Ti-0.2Si和Ti-0.4Si合金熱暴露后析出的主要是Ti5Si3相。熱暴露過程中Si元素的偏聚擴(kuò)散是形成Ti5Si3相的主要原因，而逐漸長大的Ti5Si3相是合金強(qiáng)度升高、塑性降低的主要原因。在500 ℃以上熱暴露時，長大團(tuán)聚在一起的Ti5Si3相導(dǎo)致晶界的協(xié)調(diào)性下降，造成Ti-Si合金強(qiáng)度下降。

(3) Ti5Si3相的尺寸和分布會影響合金的強(qiáng)度和塑性。受晶粒尺寸與Si原子含量的影響，Ti5Si3相在Ti-0.2Si和Ti-0.4Si合金中的尺寸與分布有著顯著的差別，主要在Ti-0.4Si合金的晶界處析出，而在Ti-0.2Si合金的晶內(nèi)和晶界處均有析出。