【引用格式】
朱川,姚俊卿,徐朗,等.热暴露对 Ti750 高温钦合金组织及性能的影响[J].特种铸造及有色合金,2023,43(12):1 683-1 687.
ZHU C,YAO J Q, XU L, et al.Elfect of thermal exposure on microstructure and properties of high-temperature Ti750 alloylJ], Special Casting 8 Nonferrous Alloys，2023 ，43(12) :1 683-1 687.
钛合金因其具有高比强度、强耐腐蚀性、低密度和优良的高温力学性能，在航空航天等领域应用广泛。目前，高温钛合金的服役温度在550~650℃之间，其中比较典型的高温钛合金牌号有Ti60、Ti-1100、IMI834等。随着航空制造业的发展，飞行器速度不断提升，其在超高音速飞行中产生的热障效应使得表面壳体温度短时间内达到750℃，而目前的高温钛合金无法满足其使用要求。Ti750合金是一种新型近α型短时高温钛合金，其短时使用温度可达750 ℃，可应用于生产超高音速飞行器的蒙皮、舱体等。Ti750的合金体系为Ti-Al-Sn-Zr-Nb-W-Si，其在传统近α型钛合金的基础上添加Nb并提高了Zr含量以改善加工性能，同时添加了W元素以提高合金的高温性能。
华中科技大学刘鑫旺教授团队在2023年第43卷第12期《特种铸造及有色合金》发表了题为“热暴露对 Ti750 高温钦合金组织及性能的影响”的文章，作者在750 ℃下对均匀化处理后Ti750合金别进行了0、30和60 min的热暴露试验，研究了热暴露对其组织及性能的影响。结果表明，经均匀化处理后Ti750合金的显微组织为魏氏组织；热暴露过程中，魏氏组织的β晶粒晶界处出现粗大片层的初生α相，晶界处α相和β晶粒内的细针状α集束尺寸长大，并有α2-Ti3Al相和硅化物析出，使得合金的室温脆性显著增大。在750 ℃下热暴露60 min后，合金的室温抗拉强度从1 080 MPa下降至1 004 MPa，降低了7%，且伸长率降为零。Ti750合金在高温环境中的微观组织演化和脆性相析出，会导致室温力学性能下降。
【研究方法】
采用真空电弧熔炼法制备Ti750合金，其化学成分见表1。选取零级海绵Ti、海绵Zr、高纯Al锭，以及Ti-Sn、Al-Nb、Al-Si和Al-W中间合金作为试验的原材料。将原材料按照熔点从低到高依次放置在水冷铜坩埚中，粉末状材料包埋在其他金属材料之间，以防气流吹飞。在高纯氩气的保护下，反复熔炼合金5次，以保证目标合金化学成分的均匀性，将得到的纽扣铸锭滴铸到铜模具中，最终得到尺寸为70 mm× 17 mm× 8 mm的铸锭。研究表明，Ti750合金的(α+β)/β相变点温度约为1 000 ℃。由于钛合金的晶粒生长指数偏高，会导致在(α+β)/β相变点以上进行热处理时，β晶粒迅速长大，使合金的塑性下降，故一般不选择在β单相区进行热处理，而是选择在(α+β)相区内进行。对得到的铸态合金进行均匀化处理，选择的热处理参数为：975 ℃×2 h，空冷。经过均匀化处理后，将合金在750 ℃下分别热暴露0、30和60 min，取样进行微观组织观察和室温拉伸性能测试。
金相试样首先用SiC砂纸打磨，然后进行机械抛光和化学腐蚀，腐蚀液为HF(10%)、HNO3(30%)、H2O体积比为3:6:50的混合酸溶液。采用Shimadzu XRD-7000SX型X射线衍射仪进行XRD测试，测试电压为40 kV，电流为20~30 mA，铜Kα波长λ为0.154 nm，2θ扫描范围为20 °~90 °，扫描速度为3 （°）/min。利用DMM-490C金相显微镜进行金相组织观察。利用FEI Quanta 200环境扫描电镜观察试样的微观组织和拉伸断口形貌，加速电压为20 kV，成分分析采用设备附带的X射线能谱仪分析(EDS)。
采用电火花线切割从铸锭上切取拉伸试样，见图1，将试样打磨光滑保证其表面无明显划痕。在室温下，采用岛津AG-100kN试验机进行拉伸试验，加载速率为0.72 mm/min。
图1 拉伸试样
【研究结果】
图2为Ti750合金在铸态及热暴露不同时间后的XRD图谱。可以看出，经过均匀化处理（热暴露0 min）后，Ti750合金仅出现了密排六方结构(α-Ti)的衍射峰，其中最强峰出现在(101)晶面。这是因为近α型钛合金在接近β相变点的温度进行热处理，β相会以切变的方式转变为六方马氏体α'相，而α'相与α相的衍射峰几乎完全重合，故XRD图谱上只能观察到α相的衍射峰。当试样在750℃下热暴露30 min和60 min后，均出现了新的衍射峰，表示析出了一种新的有序相α2相(Ti3Al)。同时观察到热暴露30 min后，析出了另一种新相S1相(Ti5Si3)，但在热暴露60 min后观察到该相的衍射峰消失。
图2 Ti750合金在750℃热暴露不同时间后的XRD图谱
图3和图4分别为Ti750合金在铸态以及750℃下热暴露不同时间后的金相组织和SEM组织。可以看出，铸态合金的显微组织为魏氏（片层）组织，包含粗大的β晶粒和完整的晶界α相，α集束尺寸较小，各片丛交错排列。经均匀化处理（热暴露0 min）后，温度升高到接近(α+β)/β相变点，两相区中尺寸较大的α相保留下来，其余的α相转变为β相，在冷却过程中β相分解产生次生α相和残余β相。此时显微组织仍为魏氏组织，但是初生α片长大，具有交错分布特征，细小层次的次生α片成簇散落在第一层次的片层α中。热暴露30 min后，组织中初生α相的数量减少，有细小针状的α'相析出，这会增加位错在滑移中遇到的阻碍，导致塑性变形比较困难，塑性下降，合金变脆。延长热暴露时间至60 min，显微组织表现为典型的魏氏组织形态，β晶粒粗大，晶内有大量的次生细针α丛，初生α明显长大，晶界α也有一定程度长大。在α片层的内部和界面都有析出的硅化物弥散分布，这些弥散分布的硅化物可以强化合金，并在蠕变过程中可以阻止位错的运动，提高合金的蠕变抗力。总体而言，在热暴露过程中，Ti750合金魏氏组织的β晶粒晶界处出现粗大片层的初生α相，同时晶界α和β晶粒内的细针状α集束也有一定程度长大。
图3 Ti750合金在铸态及热暴露不同时间后的金相组织
（a）铸态，（b） 0 min，（c） 30 min，（d）60 min
图4 Ti750合金在铸态及热暴露不同时间后的SEM扫描组织；
（a） 铸态，（b） 0 min，（c）30 min，（d） 60 min
针对热暴露不同时间后的试样进行了EDS成分分析。分别对热暴露0 min的试样进行面分析，对热暴露30 min和60 min后的试样进行点分析，结果见图5和图6。从图5a可以看出，经过均匀化处理后，显微组织由灰色β基体，黑色α相和细小的白色颗粒相组成，各元素都分布得比较均匀，未出现明显的偏析和聚集。Al在钛合金中有两种存在方式，一种是以固溶方式存在，能够起到固溶强化的作用；另一种是以析出物方式存在，即α2有序相，起到弥散强化作用。为表征合金中α2相的析出倾向，铝当量计算公式被提出，具体表达式为：当 = + /３+ /６+ ×４。铝当量越低，α2相析出倾向越低，合金的热稳定性越好。一般控制当 ≤ 9%使得合金中不会析出α2相，以保证热稳定性满足使用要求。经计算，Ti750钛合金的名义铝当量为9.92%，大于9%的极限值，表明Ti750钛合金具有α2相沉淀析出的趋势。根据XRD图谱和微观组织分析，可确定白色颗粒相为析出的α2有序相Ti3Al。
热暴露30 min后的点分析元素分布见图6b，结果表明，A点处的白色颗粒相富含元素Si和Zr，这证明白色颗粒相为硅锆化合物。Si在合金中有两种存在形式，一种是固溶形式，其在α相中的最大固溶度仅为0.45%，而在β相中达到3%；另一种是析出物的形式，主要为Ti5Si3等。Zr元素是中性元素，能够有效降低Si在合金基体中的固溶度，使硅化物尺寸更加细小，析出更加均匀。Zr和Si之间具有很强的结合力，影响着Si在基体中的分布。Ti750合金中含有Zr和Si元素，Zr会置换出Ti5Si3中的少量Ti，使析出物变为均匀分布且错配系数更小的(Ti,Zr)5Si3，能够大幅降低Si的不利影响，使得合金具有良好的热稳定性。结合XRD图谱，可以推测出该白色颗粒相主要是六方结构的Ti5Si3和(Ti,Zr)5Si3。可以看出，α稳定元素Al在白色窄片层中含量远高于黑色宽片层，β稳定元素Nb分布情况则相反。依此推断出黑色宽片层为α相，白色窄片层为β相。同理可得出图5c中粗大黑色相为α相，白色针状窄片层为β相。热暴露时间从30 min延长至60 min时，观察到粗大的颗粒状硅化物含量下降，这与XRD图谱结果一致。这可能是因为随着热暴露时间的延长，高温钛合金中加入的Nb元素吸附Si元素，提高Si的固溶作用，延缓了基体硅化物的析出。同时由于Si 元素是快共析元素，较容易形成其它中间化合物，在Ti-Al-Si系合金中通常也会形成Ti3(Al,Si)和Ti5(Al,Si)3相，在含Zr元素的硅化物再加入Sn元素，则Sn会置换一小部分Si形成(Ti,Zr)5(Sn,Si)3，这使得热暴露30 min后观察到的Ti5Si3含量进一步减少，超出了XRD的检测范围。
图5 Ti750合金在热暴露0 min后的元素面分布
Fig.5 Element distribution of Ti750 alloy after thermal exposure for 0 min
（a）SEM形貌（b）Al面扫描（c）Nb面扫描（d）Si面扫描 （e）Sn面扫描（f）Ti面扫描（g）W面扫描（h）Zr面扫描
图6为Ti750合金在750 ℃下热暴露不同时间后的室温拉伸应力-应变曲线。可以看出，热暴露0、30、60 min后的合金的抗拉强度分别为1 080、1 026、1 004 MPa。随着热暴露时间的延长，其室温抗拉强度一直下降，由于高温组织失稳导致力学性能下降。经热暴露30 min和60 min后，抗拉强度分别下降了5%和7%，未经热暴露时抗拉强度最高。可以看出，经过热暴露30 min和60 min处理后，合金均呈现出脆性断裂特征，塑性大大降低。这主要是因为合金在高温下会析出有序相α2(Ti3Al)，使合金在室温下的塑性明显下降，材料变脆。同时合金中析出的硅化物可以有效地阻碍位错的攀移，从而提高合金的高温强度，但会降低伸长率，使得合金塑性降低。
图6 Ti750合金在热暴露不同时间后的室温拉伸应力-应变曲线
图7为Ti750合金在铸态及热暴露不同时间后的室温拉伸断口形貌。可以看出，铸态合金的拉伸断口形貌表现为韧性断裂，有明显的韧窝和粗大的撕裂棱；经过均匀化处理（热暴露0 min）后，断口中以小韧窝为主，韧窝细小而均匀；在750 ℃下热暴露30 min后，断口中的韧窝大量减少，同时撕裂棱增多，观察到解理面，有明显的准解理断裂特征；在热暴露60 min后，解理面的占比明显提高，韧窝几乎消失，能够观察到明显的解理台阶，此时拉伸断口为脆性断口，塑性较差。整体而言，在750 ℃热暴露过程中，Ti750合金室温拉伸断裂过程中同时存在微孔聚集断裂和准解理断裂，但以准解理断裂为主，合金的塑性一直降低，脆性增加，这与图6中的室温拉伸性能较为一致。
图7 Ti750合金在铸态及热暴露不同时间后的室温拉伸断口形貌
（a）铸态，（b）0 min，（c）30 min，（d）60 min
【研究结论】
在热暴露过程中，Ti750合金微观组织中魏氏β晶粒晶界处出现粗大片层的初生α相，晶界α和β晶粒内的细针状α集束的尺寸随着热暴露时间增加逐渐长大，并伴随着析出弥散分布的α2相(Ti3Al)和硅化物。随着热暴露时间延长，合金的抗拉强度呈现下降趋势。合金在750℃下热暴露60 min后的抗拉强度为1 004 MPa，相对于热暴露前的1 080 MPa下降了7%。合金中化合物的析出，降低了元素固溶强化作用，使合金抗拉强度降低，同时使得塑性降低，脆性增加。总体而言，热暴露后Ti750合金由于微观组织演化和脆性相析出，从而导致室温力学性能下降，在使用中应予以重视。