引言

鈦合金密度小、比強(qiáng)度高、耐腐蝕性和熱強(qiáng)性好，是航空航天中的重要結(jié)構(gòu)材料[1]，在飛機(jī)上主要用 于機(jī)身骨架、蒙皮、起落架、桁條、隔熱罩和殼體等的制造。同時(shí)，由于鈦合金具有良好的高溫性能，600 ℃以下鈦合金在比強(qiáng)度、比蠕變強(qiáng)度和比疲勞強(qiáng)度方面較結(jié)構(gòu)鋼、鋁合金以及鎳基高溫合金優(yōu)勢(shì)明顯，以鈦 替代鎳，可在保持同等強(qiáng)度的條件下，減重70％且服役性能良好，因此鈦合金在航空發(fā)動(dòng) 機(jī)的耐高溫部位中也有著相當(dāng)大的應(yīng)用潛力[2-6]。近年來(lái)，隨著航空航天事業(yè)的迅猛發(fā)展，特別是航空發(fā) 動(dòng)機(jī)的發(fā)展，對(duì)鈦合金材料的需求量也在急劇增加。為了提高航空發(fā)動(dòng)機(jī)的推重比，鈦合金被越來(lái)越多地應(yīng) 用到壓氣機(jī)部件的制造中，對(duì)于一臺(tái)先進(jìn)的發(fā)動(dòng)機(jī)，高溫鈦合金和鈦合金的用量已分別占發(fā)動(dòng)機(jī)總結(jié)構(gòu)質(zhì)量 的55％～65％和25％～40％[7]。航空發(fā)動(dòng)機(jī)性能的不斷提升對(duì)高溫鈦合金的使用溫度提出了更高的 要求，對(duì)600℃以上的高溫鈦合金的研發(fā)迫在眉睫[8-10]。

本文綜述了國(guó)內(nèi)外600℃及600℃以上近α型高溫鈦合金的發(fā)展現(xiàn)狀，指出了限制高溫鈦合金向更高溫 度發(fā)展的困難并提出了可能的解決方法，重點(diǎn)從控制α2相析出大小、形態(tài)和含量以及改善熱加工工藝的角 度對(duì)高溫鈦合金的發(fā)展進(jìn)行了展望。

1、國(guó)內(nèi)外高溫鈦合金的發(fā)展現(xiàn)狀

1.1國(guó)外高溫鈦合金的發(fā)展現(xiàn)狀

熱強(qiáng)性與熱穩(wěn)定性是限制高溫鈦合金發(fā)展的一對(duì)主要矛盾[11]。經(jīng)過(guò)60多年的不斷優(yōu)化，鈦合金的長(zhǎng)時(shí) 使用溫度已有了較大的提升[6]。早在1954年美國(guó)研制出了第一種實(shí)用高溫鈦合金Ti6Al4Ｖ，其長(zhǎng) 期使用溫度為300～350℃，該合金兼具α＋β兩相特征，具有高的熱強(qiáng)性、塑性、韌性、成形性、焊接 性、耐腐蝕性以及良好的生物相容性，被廣泛使用[1，12-14]。隨后其他各國(guó)相繼研究 出使用溫度高達(dá)400℃的IMI550、BT3-1等合金，450～500℃的IMI679、IMI6 85、Ti-6246等合金，500～550℃的Ti-6242S、IMI685、IMI829、BT25、Ｂ Ｔ18Ｙ等合金[15-19]。自20世紀(jì)80年代以來(lái)，為滿足發(fā)動(dòng)機(jī)用材的需求，600℃高溫鈦合金相繼問(wèn)世 ，典型的代表有英國(guó)的IMI834、美國(guó)的Ti1100以及俄羅斯的BT36合金[7，20]。

IMI834是由英國(guó)的ＩＭＴ鈦公司和ＲｏｌｌS-Ｒｏｙｃｅ公司在1984年聯(lián)合開(kāi)發(fā)的一種 600℃近α型鈦合金，它也是國(guó)際上出現(xiàn)的首個(gè)使用溫度可達(dá)600℃的高溫鈦合金，名義成分為Ti-5. 8Al-4Sn-3.5Zr-0.7Ｎｂ-0.5Mo-0.35Sｉ-0.06Ｃ，含0.5％的Mo和0. 7％的Ｎｂ，這兩種合金元素的加入可最大限度地提高合金的強(qiáng)度，且能保持較高的熱穩(wěn)定性[21]。0.06 ％Ｃ的加入擴(kuò)大了兩相區(qū)加工窗口。該合金使用的最佳組織形態(tài)為雙態(tài)組織，在雙態(tài)組織下，熱強(qiáng)性與熱 穩(wěn)定性匹配良好[22]。

Ti1100合金是美國(guó)于1988年在Ti-6542S鈦合金的基礎(chǔ)上通過(guò)調(diào)整Al、Sn、Mo和 Sｉ的含量而研制出的一種使用溫度達(dá)600℃的近α型高溫鈦合金，名義成分為Ti-6Ａ ｌ-2.75Sn-4Zr-0.4Mo-0.45Sｉ，合金中Ｏ的質(zhì)量分?jǐn)?shù)低于0.07％、Ｆｅ的質(zhì)量 分?jǐn)?shù)低于0.02％[23]。高溫鈦合金中低的氧含量有助于提高合金的蠕變性能和熱穩(wěn)定性。鐵在鈦合金中的 擴(kuò)散速率很大，因此合金中鐵的含量對(duì)其蠕變性能的影響較大，為避免蠕變抗力下降，應(yīng)盡量 降低合金中的鐵含量。除此之外，Ti1100合金還具有較高的斷裂韌性和低的疲勞裂紋擴(kuò)展速率[9]。據(jù)了 解，Ti1100合金現(xiàn)已用于制造萊康明公司的Ｔ552-712改型發(fā)動(dòng)機(jī)的高壓壓氣機(jī)輪盤和低壓渦輪葉片 等零件[23]。

BT36合金是俄羅斯研究者于1992年在BT18Ｙ的基礎(chǔ)上用5％Ｗ代替1％Ｎｂ開(kāi)發(fā)出來(lái)的，名 義成分為Ti-6.2Al-2Sn-3.6Zr-0.7Mo-0. 1Ｙ-5.0Ｗ-0.15Sｉ。5％Ｗ的加入顯著提高了合金的熱強(qiáng)性，0.1％Ｙ的加入細(xì)化了合金的 原始晶粒，改善了合金的工藝塑性，提高了合金的熱穩(wěn)定性[24]。

目前，上述三種合金在發(fā)動(dòng)機(jī)上均得到了實(shí)際應(yīng)用，主要用作壓氣機(jī)盤件和機(jī)閘等[25]。總體來(lái)說(shuō)， 美國(guó)研發(fā)高溫鈦合金的思路主要是將多元合金化和組織調(diào)控相結(jié)合，通過(guò)調(diào)整合金元素的種類和含量以及熱 處理制度來(lái)兼顧合金高的疲勞強(qiáng)度和蠕變強(qiáng)度，使其在高溫下能實(shí)現(xiàn)熱強(qiáng)性與熱穩(wěn)定性的最佳匹配。英國(guó)的 研發(fā)思路主要是依靠α相的固溶強(qiáng) 化來(lái)提高合金的蠕變強(qiáng)度，有別于美國(guó)[26]。而俄羅斯對(duì)高溫鈦合金的研究較為成熟，現(xiàn)已形成了 一套完整的鈦合金體系[25]。早期俄羅斯研發(fā)的高溫鈦合金中除加入合金元 素Al、Mo、Sｉ外，還加入有共析型β穩(wěn)定元素Ｃｒ、Ｆｅ來(lái)強(qiáng)化α和β相。但通過(guò)進(jìn)一步研究發(fā) 現(xiàn)，Ｆｅ雖然是最強(qiáng)的β穩(wěn)定元素之一，但它的加入會(huì)影響高溫鈦合金的熱穩(wěn)定性，且熔煉時(shí)易產(chǎn)生偏析， 所以逐漸減少了對(duì)Ｆｅ的使用[27]。目前，能穩(wěn)定應(yīng)用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)上的鈦合金的使用溫度仍不超過(guò)600 ℃，若高于600℃，合金的蠕變抗力和高溫抗氧化性則急劇下降，這成為限制鈦合金向更高溫度發(fā)展的兩大 障礙。

1.2國(guó)內(nèi)高溫鈦合金的發(fā)展現(xiàn)狀

我國(guó)高溫鈦合金的研發(fā)工作起步較晚，前期以仿制為主[6]。經(jīng)過(guò)長(zhǎng)時(shí)間的摸索，終于在近年逐步形成 了以添加稀土元素為特色的近α型高溫鈦合金體系[28]。其中典型的長(zhǎng)時(shí)使用溫度達(dá)600℃的高溫鈦合金 有Ti60、Ti600和ＴＧ6，600℃以上的有Ti65。目前國(guó)內(nèi)對(duì)600℃以上的高溫鈦合金的研究多集 中在高溫短時(shí)應(yīng)用方面，典型的有Ti750高溫鈦合金。

Ti60是中科院金屬研究所和寶鈦集團(tuán)在Ti55基礎(chǔ)上改型設(shè)計(jì)的一種添加稀土元素Ｎｄ的600℃ 高溫鈦合金，名義成分為Ti-5.6Al-4.8Sn-2.0Zr-1.0Mo-1.0Ｎｄ-0.35Sｉ，相變點(diǎn)為1045℃[29]。為進(jìn)一步提升熱強(qiáng)性，Ti 60合金中添加了更高含量的Al、Sｉ、Sn等合金元素。加入1％的稀土元素Ｎｄ后，Ti60合金組織 細(xì)化且抗氧化能力提高。一方面，稀土元素的內(nèi)氧化作用使合金形成富含Ｎｄ、Sn和Ｏ的稀土氧化物 相，在凈化基體的同時(shí)改善了合金的熱穩(wěn)定性。另一方面，彌散析出的稀土氧化物粒子的熱膨脹系數(shù)不同于 基體，冷卻時(shí)易在周圍形成位錯(cuò)環(huán)進(jìn)一步強(qiáng)化基體[30]。目前，Ti60可用于生產(chǎn)大小規(guī)格棒材、薄板、 盤狀鍛件等半成品。對(duì)要求長(zhǎng)壽命、高質(zhì)量的Ti60盤鍛件，推薦采用固溶時(shí)效的熱處理制度，以 實(shí)現(xiàn)熱強(qiáng)性與熱穩(wěn)定性的良好匹配[31]。

Ti600是西北有色金屬研究院在Ti1100基礎(chǔ)上自主研發(fā)的一種可用作航空發(fā)動(dòng)機(jī)600℃下零部件使 用的添加稀土元素Ｙ的近α型高溫鈦合金。其名義成分為Ti-6.0Al-2.8Sn-4 .0Zr-0.4Mo-0.45Sｉ-0.1Ｙ，相變點(diǎn)為1010～1015℃。

Ti600的室溫、高溫力學(xué)性能與國(guó)內(nèi)外其他600℃的高溫鈦合金（IMI834、Ti1100、BT36 ）相當(dāng)，蠕變性能較其他合金優(yōu)勢(shì)明顯，在600℃／150ＭＰａ應(yīng)力加載條件下，合金經(jīng)過(guò)100ｈ蠕變后， 其殘余變形量?jī)H為0.06％～0.10％，焊接性能良好。目前Ti600合金的生產(chǎn)已達(dá)到工業(yè)化規(guī)模，產(chǎn)品 形式主要有棒材、板材及小規(guī)格鍛件、閥件等[20，32]。

2000年北京航空材料研究院研制開(kāi)發(fā)了ＴＧ6，與傳統(tǒng)的近α型高溫鈦合金不同，ＴＧ6中 不含Mo，Sｉ含量較IMI834有所提高，并添加有1.5％的弱β穩(wěn)定元素Ｔａ[33]。其名義 成分為Ti-5.8Al-4.0Sn-4.0Zr-0.4Sｉ-0.7Ｎｂ-1.5Ｔａ-0.06Ｃ，相變 點(diǎn)為1050℃。Sｉ含量的增加進(jìn)一步提高了合金的蠕變抗力，1.5％Ｔａ的加入在提高合金強(qiáng)度的同時(shí) 改善了其加工性能[34-35]。目前該合金可用于600℃以下的航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)部件 [36-37]。

2007年后，中科院金屬研究所、寶鈦集團(tuán)和北京航空材料研究院合作開(kāi)發(fā)了一種十組元短時(shí)使用溫度 可達(dá)750℃、長(zhǎng)時(shí)使用溫度可達(dá)650℃的近α型高溫鈦合金，暫定牌號(hào)為Ti65，名義成分為Ｔ ｉ-5.9Al-4Sn-3.5Zr-0.3Mo-0.3Ｎｂ-2.0Ｔａ-0.4Sｉ-1.0Ｗ-0.05 Ｃ，相變點(diǎn)為（1050±15）℃。相比Ti60，Ti65合金中Sn、Zr含量有所下降，Ｔａ和 Ｗ的加入有效改善了合金的蠕變抗性和持久性能，0.05％Ｃ的加入則擴(kuò)大了兩相區(qū)加工工藝窗口，降低 了初生α相含量隨溫度的變化速率，將初生α相體積分?jǐn)?shù)控制在5％～25％，實(shí)現(xiàn)了強(qiáng)度、 韌性、蠕變和疲勞性能的最佳匹配。與IMI834、Ti6242、IMI829相比，Ti65在650℃下 具有更高的熱強(qiáng)性和抗氧化性。目前該合金仍處于研發(fā)階段，半成品主要有鑄件、鍛件、棒材和板材?？捎? 于制備航空發(fā)動(dòng)機(jī)的葉片和盤類零部件[30，33]。

2009年航天三院通過(guò)改進(jìn)傳統(tǒng)鈦合金得到了一種新型近α型高溫鈦合金Ti750。該合金中含有較 高含量的α2相，短時(shí)使用溫度可達(dá)750℃，是目前我國(guó)使用溫度最高的高溫鈦合金。其名義成分為Ｔ ｉ-6Al-4Sn-9Zr-1.21Ｎｂ-1.6Ｗ-0.3Sｉ，相變點(diǎn)為1000℃。Ｗ元素的加入提高了 合金的高溫性能，元素Sｉ強(qiáng)化了α相，提高了合金的蠕變抗性，Ｎｂ和Zr的加入改善了合金的加工性 能，但Ti750中Al含量較高，時(shí)效或高溫使用下會(huì)有一定量的有序相Ti3Ｘ（Al、Sn等）析 出，通過(guò)調(diào)整熱處理工藝來(lái)調(diào)控脆性相析出量及分布，可在保證合金良好塑性的同時(shí)提高其高溫強(qiáng)度[38 -39]。

各國(guó)典型的600℃及600℃以上高溫鈦合金匯總?cè)绫?各國(guó)典型的600℃及600℃以上高溫鈦合金力學(xué)性 能匯總?cè)绫?、表3和表4所示。

由表2和表3可以看出，國(guó)內(nèi)自主研發(fā)的600℃高溫鈦合金的性能基本與國(guó)外幾種典型的高溫鈦合金性 能相當(dāng)，甚至一些性能指標(biāo)高于國(guó)外合金。Ti60、Ti600的屈服和抗拉強(qiáng)度均高于國(guó)外600℃高溫鈦合 金，且蠕變抗性良好。表4為直徑為30ｍｍ的650℃高溫鈦合金Ti65棒材的力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果。對(duì)比 發(fā)現(xiàn)，650℃高溫鈦合金的室溫抗拉、屈服強(qiáng)度增加了幾十兆帕，塑性略微下降，高溫強(qiáng)度相比600℃高 溫鈦合金有所下降。這表明了高溫鈦合金使用溫度超過(guò)600℃，熱穩(wěn)定性有所下降，熱強(qiáng)性與熱穩(wěn)定性匹配 困難。

2、限制高溫鈦合金發(fā)展的原因及可能的解決方法

航空航天工業(yè)的不斷發(fā)展對(duì)高溫鈦合金的性能提出了越來(lái)越高的要求，既要滿足高的強(qiáng)度指標(biāo)，同時(shí)也 要求鈦合金在高溫長(zhǎng)時(shí)暴露下能保持良好的塑性和韌性。從最初英國(guó)的ＩＭＴ鈦公司和ＲｏｌｌS-Ｒｏ ｙｃｅ公司研發(fā)的第一個(gè)600℃高溫鈦合金IMI834到現(xiàn)今近30多年的時(shí)間里，國(guó)際上仍未有成熟穩(wěn) 定的600℃以上高溫鈦合金出現(xiàn)。其主要原因有兩點(diǎn)：（1）600℃以上的使用溫度下高溫鈦合金難以實(shí)現(xiàn) 有效強(qiáng)化及強(qiáng)韌性的匹配[42-44]。傳統(tǒng)的Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Sｉ系高溫鈦合金為了實(shí) 現(xiàn)固溶強(qiáng)化的最大化，在合金中加入了較高含量的Al、Sn、Zr、Sｉ等合金元素，這些合金元素的 加入在實(shí)現(xiàn)強(qiáng)化的同時(shí)往往會(huì)帶來(lái)不同程度的負(fù)面影響。Al在鈦合金中是一種強(qiáng)的α穩(wěn)定元素，在α相 中有著較高的溶解度，通過(guò)形成置換固溶體可實(shí)現(xiàn)固溶強(qiáng)化，但當(dāng)Al含量超過(guò)8％后，鈦合金在高溫長(zhǎng) 時(shí)使用過(guò)程中將更易析出α2脆性相，在塑性變形過(guò)程中，位錯(cuò)切過(guò)α2相將破壞原有有序結(jié)構(gòu)而產(chǎn)生反 相疇界，阻礙位錯(cuò)的進(jìn)一步滑移，同時(shí)，析出的α2相會(huì)促進(jìn)位錯(cuò)的平面滑移，抑制交滑移，引起塑性變形 不均勻，使合金的熱穩(wěn)定性嚴(yán)重下降。而Sn、Zr屬于中性元素，在鈦合金兩相中均可無(wú)限固溶，能在一 定程度上起到固溶強(qiáng)化的作用，提高合金的熱強(qiáng)性。但高溫長(zhǎng)時(shí)工作下，Sn的引入也容易析出有序相Ｔ ｉ3Sn，使合金變脆。Sｉ在鈦合金中則屬于共析型β相穩(wěn)定元素，一般以固溶態(tài)和時(shí)效析出的硅化物形 式存在。

高溫長(zhǎng)時(shí)熱暴露過(guò)程中會(huì)析出S1（（Ti，Zr）5Sｉ3）和S2（（Ti，Zr）6Sｉ3）兩 種硅化物。彌散析出的硅化物可有效阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高鈦合金的高溫蠕變抗性，但由于硅化物本身的脆性 以及硅化物的析出促進(jìn)了Ti3Ｘ（Al，Sn，Ｇａ）脆性相的析出，從而使得合金熱穩(wěn)定性進(jìn)一步下 降。熱暴露過(guò)程中，α2相與硅化物協(xié)同作用導(dǎo)致鈦合金塑性嚴(yán)重下降，尤其是使用溫度在600～650℃以 上時(shí)這種現(xiàn)象表現(xiàn)得更為明顯。（2）600℃以上的使用溫度下，合金表面將發(fā)生嚴(yán)重氧化，使得合金表面 不穩(wěn)定，性能進(jìn)一步惡化。因此，傳統(tǒng)高溫鈦合金的使用溫度很難突破600℃[20，45]。

針對(duì)上述問(wèn)題，本文提出四種可能的解決途徑。（1）添加新的合金元素。實(shí)踐證明，除加入α穩(wěn)定元 素外，某些具有強(qiáng)化作用的β穩(wěn)定元素的加入也可以提高合金的蠕變強(qiáng)度，如合金元素Ｂｉ的加入。（2） 進(jìn)一步發(fā)揮稀土元素的作用。稀土元素在鈦合金中主要有以下重要作用：①與氧結(jié)合形成高熔點(diǎn)稀土氧化物 ，凈化基體；②晶界上彌散析出稀土氧化物，由于其熱膨脹系數(shù)不同于基體，冷卻時(shí)易在彌散質(zhì)點(diǎn)附近形成 位錯(cuò)環(huán)，進(jìn)一步強(qiáng)化基體；③細(xì)化晶粒，提高疲勞性能；④抑制α2等脆性相的析出與長(zhǎng)大 ，提高合金的熱穩(wěn)定性。因此，合理使用稀土元素可有效改善合金的力學(xué)性能。（3 ）改善熱加工工藝。通過(guò)合理調(diào)控鍛造溫度、鍛后冷卻方式，不斷優(yōu)化鍛造工藝來(lái)實(shí)現(xiàn)對(duì)組織的精確調(diào)控。 將組織與性能結(jié)合起來(lái)，進(jìn)一步探究溫度、時(shí)間及組織之間的對(duì)應(yīng)關(guān)系，以期實(shí)現(xiàn)合金最佳綜合性能匹配。 對(duì)某些要求特定方向上具有特殊性能的高溫鈦合金可通過(guò)合理控制其變形工藝使其形成沿某一方向的擇優(yōu)取 向，在特定方向上改善性能。（4）抗氧化涂層的研究與應(yīng)用[26，46]。

3、高溫鈦合金的展望

3.1高溫抗氧化涂層的應(yīng)用

熱強(qiáng)性與熱穩(wěn)定性是限制高溫鈦合金發(fā)展的一對(duì)主要矛盾[11]。眾所周知，熱穩(wěn)定性包括組織穩(wěn)定性和 表面穩(wěn)定性。當(dāng)使用溫度超過(guò)600℃時(shí)合金表面抗氧化性急劇下降，長(zhǎng)時(shí)熱暴露后易在其表面形成Al2 Ｏ3和大量鈦的氧化物，鈦的氧化物呈無(wú)序結(jié)構(gòu)，氧原子易向合金內(nèi)部和氧化物界面擴(kuò)散，導(dǎo)致合金抗氧 化性下降。因此，要使合金在600℃以上穩(wěn)定使用，表面必須涂防氧化涂層。所以研究開(kāi)發(fā)適用于更高使用 溫度的高溫抗氧化涂層對(duì)進(jìn)一步提高高溫鈦合金表面抗氧化性是十分必要的[47-48]。

3.2從控制α2相大小、形態(tài)及含量的角度提高合金組織穩(wěn)定性

組織不穩(wěn)定對(duì)塑性的影響主要表現(xiàn)在熱暴露過(guò)程中硅化物的析出和α相的有序化導(dǎo)致合金熱穩(wěn)定性下降 [11]。對(duì)近α型高溫鈦合金Ti600的研究表明，在Ti600合金熱暴露過(guò)程中，硅化物和α2相協(xié)同作用 導(dǎo)致合金塑性降低，其中α2相起主導(dǎo)作用。但由于α2相屬于長(zhǎng)程有序相，其形成會(huì)經(jīng)歷有序化的過(guò)程， 雜質(zhì)元素以及Al的含量都會(huì)對(duì)其產(chǎn)生影響，導(dǎo)致不同合金中α2相形成條件不同。同時(shí)，由于α2相初 期形成時(shí)含量較少，不易被檢測(cè)，使得對(duì)α2相形成條件的判定更加困難[49]。在鈦合金中，α2相對(duì)合 金力學(xué)性能的影響與α2相尺寸、分布及含量密切相關(guān)[50]。時(shí)效或高溫長(zhǎng)時(shí)熱暴露后析出的α2相在一 定程度上可提高合金的高溫強(qiáng)度[51]，但當(dāng)α2相粒子尺寸較小時(shí)，在變形過(guò)程中，位錯(cuò)將切過(guò)α2相， 破壞原有有序結(jié)構(gòu)，產(chǎn)生反相疇界，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，造成合金室溫塑性、韌性嚴(yán)重下降[52]。ＧｙSｌｅ ｒ等[53]在對(duì)Ti-Al合金中Ti3Al的研究中指出，通過(guò)控制α2相的尺寸，使位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)由切過(guò) 機(jī)制轉(zhuǎn)為繞過(guò)機(jī)制，可有效改善合金室溫塑性。所以進(jìn)一步控制α2相的形態(tài)對(duì)改善高溫鈦合金組織的穩(wěn)定 性是十分重要的。

對(duì)于給定成分的鈦合金，其組織形態(tài)以及相組成主要取決于熱處理制度[54]。而高溫鈦合金中的α2 相產(chǎn)生于時(shí)效或長(zhǎng)時(shí)熱暴露過(guò)程，因此，α2相的形態(tài)也與合金熱處理工藝密不可分。前人在研究Ti- Al中的α2相時(shí)也發(fā)現(xiàn)，在合金成分一定的條件下，α2相粒子的尺寸和分布主要取決于熱處理制度。相 關(guān)研究表明，在時(shí)效熱處理?xiàng)l件下，時(shí)效溫度是決定高溫鈦合金中α2相析出特征的主要因素，改變時(shí)效溫 度，合金中α2相的形態(tài)會(huì)發(fā)生明顯變化[54]。在α2相完全析出之前，α2相粒子的尺寸隨時(shí)效時(shí)間 的延長(zhǎng)而增大。所以進(jìn)一步深入探究不同熱處理?xiàng)l件下α2相粒子的尺寸、分布、形態(tài)及含量變化，最終 確定出不同成分高溫鈦合金中平衡熱強(qiáng)性和熱穩(wěn)定性的α2相尺寸、含量的臨界轉(zhuǎn)變值是今后研究高溫鈦合 金的重點(diǎn)考慮方向之一。

3.3通過(guò)控制不同變形工藝改善合金蠕變抗性

高溫鈦合金使用溫度超過(guò)600℃后，其表面抗氧化性和高溫蠕變抗性都急劇下降。從蠕變機(jī)理考慮，擴(kuò) 散和位錯(cuò)滑移是導(dǎo)致合金蠕變抗力下降的主要因素。近α型高溫鈦合金屬于密排六方結(jié)構(gòu)，擴(kuò)散 可以表現(xiàn)出高度的各向異性。ＫｏｐｐｅｒS等[55-56]通過(guò)研究α-Ti中的自擴(kuò)散和 溶質(zhì)擴(kuò)散的各向異性，發(fā)現(xiàn)垂直于ｃ軸的自擴(kuò)散系數(shù)是平行于ｃ軸的自擴(kuò)散系數(shù)的兩倍，這意味著基底平 面內(nèi)的自擴(kuò)散比垂直于基底平面的自擴(kuò)散快兩倍，擴(kuò)散在這兩個(gè)方向上表現(xiàn)出各向異性。同時(shí) ，相關(guān)研究表明，鈦合金中每種溶質(zhì)元素的加入都會(huì)造成不同方向上溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)產(chǎn)生差異。當(dāng)晶體中存在 擇優(yōu)取向時(shí)，不同方向上就可能累積各個(gè)晶粒擴(kuò)散的各向異性，最終導(dǎo)致在不同方向上的擴(kuò)散明顯不同。典 型的如鈦合金在兩相區(qū)上部較高溫度單向軋制可獲得Ｔ型織構(gòu)，Ｔ型織構(gòu)的存在會(huì)造成沿ＲＤ（Ｒｏｌ ｌｉｎｇｄｉｒｅｃTiｏｎ）和ＴＤ（ＴｒａｎSｖｅｒSｅｄｉｒｅｃTiｏｎ）方向的擴(kuò)散產(chǎn)生顯 著的各向異性。當(dāng)晶體ｃ軸方向上的Ｔ型織構(gòu)擇優(yōu)取向?yàn)椋裕姆较驎r(shí)，ＴＤ方向上可以累積單個(gè)α- Ti晶粒中的擴(kuò)散速率的各向異性，導(dǎo)致ＲＤ方向的擴(kuò)散速率高于ＴＤ方向，蠕變抗力下降[57]。

從位錯(cuò)滑移的角度考慮，當(dāng)合金中形成某一擇優(yōu)取向的織構(gòu)時(shí)，不同方向上晶粒的Sｃｈｍｉｄ因子 分布不同，啟動(dòng)滑移系的難易程度也有差異。鈦合金在形成Ｔ型織構(gòu)后，沿ＲＤ方向的柱面滑移系比Ｔ Ｄ方向的更容易開(kāi)動(dòng)，蠕變抗力明顯下降。因此，從變形工藝的角度考慮，通過(guò)控制不同的變形工藝使合金 形成沿某一方向的擇優(yōu)取向的織構(gòu)可有效改善其特定方向上的蠕變性能[57]。

對(duì)高溫鈦合金中熱穩(wěn)定性、蠕變抗力以及蠕變性能的協(xié)調(diào)關(guān)鍵在于初生α相含量的控制以及次生α相 的析出。眾所周知，鈦合金中存在四種典型組織：等軸組織、網(wǎng)籃組織、魏氏組織和雙態(tài)組織。等軸組織塑 性好，抗缺口敏感性和熱穩(wěn)定性優(yōu)良，高低周疲勞強(qiáng)度高。網(wǎng)籃組織蠕變強(qiáng)度和持久強(qiáng)度高，在熱強(qiáng)性方面 具有明顯的優(yōu)勢(shì)，適合于制作長(zhǎng)期在高溫和拉應(yīng)力工作下的零件，但這類組織原始β晶粒粗大，容易產(chǎn)生“ β脆性”，即熱穩(wěn)定性較差。魏氏組織具有最高的蠕變抗力、持久強(qiáng)度和斷裂韌性，但其原始β晶粒較其他 類型組織粗大，且存在連續(xù)晶界α相，導(dǎo)致其塑性較低，其斷面收縮率遠(yuǎn)低于其他組織類型。而雙態(tài)組織則 包含α相的兩種形態(tài)，即等軸α相和片狀α相，因而兼顧了等軸組織和片狀組織的優(yōu)點(diǎn)。與片狀組織相比 ，雙態(tài)組織具有更高的屈服強(qiáng)度、熱穩(wěn)定性和疲勞強(qiáng)度；與等軸組織相比，雙態(tài)組織又具有較高的持久強(qiáng)度 、蠕變強(qiáng)度和斷裂韌性以及較低的疲勞裂紋擴(kuò)展速率。大量研究表明，雙態(tài)組織中等軸α含量控制在20％左 右時(shí)可獲得強(qiáng)度-塑性-韌性-熱強(qiáng)性的最佳綜合匹配。

因此，如何精確控制組織中各相比例進(jìn)而實(shí)現(xiàn)熱強(qiáng)性與熱穩(wěn)定性互相協(xié)調(diào)將是未來(lái)研究高溫鈦合金應(yīng)重 點(diǎn)考慮的方向之一。從合金化角度考慮，近α型高溫鈦合金存在一個(gè)顯著 的缺點(diǎn)，即其兩相區(qū)加工工藝窗口窄，尤其在兩相區(qū)上部，隨溫度的升高，初生α相的體積分?jǐn)?shù)下降速 率很快，溫度的稍許改變就會(huì)造成初生α相含量的較大變化，不利于對(duì)初生α 相含量的控制。為了避免這一缺陷，可在高溫鈦合金中加入一定含量的Ｃ。最典型的是英國(guó)的IMI 834，加入0.06％的Ｃ有效擴(kuò)大了兩相區(qū)的加工工藝窗口，降低了初生α相體積分?jǐn)?shù)隨溫度的變化速率 ，將初生α相含量控制在10％～15％范圍內(nèi)，實(shí)現(xiàn)了強(qiáng)度、塑性、韌性、疲勞性能的最佳綜合匹配。

從熱加工工藝的角度考慮，通過(guò)合理規(guī)范鍛造溫度也可實(shí)現(xiàn)對(duì)組織的調(diào)控。采用將坯料加熱到相變點(diǎn)以 下10～20℃的近β鍛造工藝，鍛后快速水冷，輔助以高溫韌化和低溫強(qiáng)化處理，可獲得約含20％的等軸α 、50％～60％的片狀α構(gòu)成的網(wǎng)籃和β轉(zhuǎn)變基體組成的三態(tài)組織，能在不降低塑性、確保熱穩(wěn)定性的前提 下提高材料的高溫性能和使用溫度 [29，57-59]。

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