1、序言
自20世紀中葉鈦合金被開發(fā)運用以來，在各行各業(yè)得到了廣泛的應用，特別是在航空航天領域，傳統(tǒng)的鋼、鋁等材料已經(jīng)不能完全滿足使用要求。因其具有重量輕、比強度高，以及耐腐蝕與耐高溫等特點，鈦合金在航空工業(yè)中迅速脫穎而出。在航空發(fā)動機領域，為減輕發(fā)動機重量、提高其推重比，正朝著使用部分鈦合金代替耐熱鋼及高溫合金的方向發(fā)展[1]。因此，現(xiàn)在對鈦合金的性能也提出了更高的要求，特別是在高溫、高應力、高轉速環(huán)境中的使用性能。
進入21世紀以來，世界各國在高溫鈦合金的研發(fā)上有了長足的進步，已經(jīng)研發(fā)出能在600℃以上長期使用的高溫鈦合金及鈦基復合材料，如英國的IMI834合金、美國的Ti-1100合金及俄羅斯的BT18Y合金等[2]。國內對于高溫鈦合金的研發(fā)及應用也取得了一些成績，如Ti60、Ti65、Ti2AlNb及Ti150等鈦合金的研發(fā)及應用[3-5]。Ti150是國內研發(fā)的近α型高溫鈦合金，其能在600℃的高溫環(huán)境中長期使用，適合制造在高溫下服役的靜子件和轉子件[6]。
目前，國內外對Ti150合金的研究集中在固溶溫度對顯微組織和力學性能的影響[7]，雖然獲得了一些Ti150合金組織和性能隨固溶溫度變化的規(guī)律，但是還缺乏對該材料固溶冷卻方式的研究，本文通過研究固溶冷卻方式對Ti150合金顯微組織和力學性能的影響，為今后的生產(chǎn)實踐提供參考。
2、試驗材料及方法
2.1 試驗材料
本次試驗所用材料為經(jīng)過3次真空自耗電弧爐熔煉的Ti150合金鑄錠，其名義成分見表1。經(jīng)金相法測得該合金α相＋β相→β相變點為1051℃。鑄錠經(jīng)β相區(qū)開坯鍛造，在α相＋β相區(qū)改鍛為φ 180mm規(guī)格棒材，試塊尺寸加工至200mm×25mm×25mm，然后在箱式電阻爐內進行固溶和時效處理。
表 1 Ti150 合金鑄錠名義成分 (質量分數(shù))(%)
| Ti | Al | Sn | Zr | Mo | Nb | Si | C |
| 1.0 | 5.8 | 4.0 | 3.5 | 0.5 | 0.7 | 0.35 | 0.06 |
2.2 試驗方法
將以上試塊分4組進行熱處理，具體熱處理制度見表2。試樣熱處理后進行理化檢測，然后通過對檢測結果進行分析，明確固溶冷卻方式對材料組織及性能的影響。硬度檢測位置、拉伸和蠕變試驗取樣位置如圖1所示。
表 2 熱處理制度
| 試塊組號 | 固溶 | 時效 |
| 1 | 1026 ℃× 120min , 水冷 | 700 ℃× 120min , 空冷 |
| 2 | 1026 ℃× 120min , 油冷 | 700 ℃× 120min , 空冷 |
| 3 | 1026 ℃× 120min , 風冷 | 700 ℃× 120min , 空冷 |
| 4 | 1026 ℃× 120min , 空冷 | 700 ℃× 120min , 空冷 |
3、試驗結果及討論
3.1 力學性能測試
熱處理后對試塊進行室溫拉伸、高溫拉伸、高溫蠕變及硬度檢測，結果如圖2所示。從圖2可看出，經(jīng)過不同的熱處理制度，材料力學性能有明顯差異。從圖2a、b可知，隨著冷卻速度的降低，Ti150合金強度降低，塑性升高；當固溶采用水冷時，材料的室溫抗拉強度達1176MPa、伸長率8.4%，600℃高溫抗拉強度也高達763MPa；固溶采用空冷時，材料室溫抗拉強度為1027MPa、伸長率14.1%，600℃高溫抗拉強度降至611MPa。試樣經(jīng)過蠕變測試（600℃，150MPa，100h）后的殘余伸長率如圖2c所示，從圖2c可知，隨著固溶冷卻速度 降低，抗蠕變能力變差。將每組試塊切取一個試樣按圖1a所示位置進行硬度檢測，結果如圖2d所示。
從圖2d可看出，硬度隨固溶冷卻速度的降低而降低，水冷時，試樣表面硬度為383HBW，心部硬度為349HBW；空冷時，表面硬度為335HBW，心部硬度為321HBW，從不同位置硬度還可看出，硬度從表面向心部逐漸降低。
3.2 金相組織觀察
試驗材料熱處理后典型的顯微組織如圖3所示。
從圖3可看出，在α相＋β相→β相變點以下25℃時固溶，冷卻速度不同的情況下，時效后的組織形貌均為雙態(tài)組織，在β相轉變組織的基體上均勻分布著等軸初生α相[8]；次生α相由過飽和β相和馬氏體α'相分 解形成，形態(tài)呈片層狀，優(yōu)先從晶界開始析出。不同的是，隨著冷卻速度的降低，初生α相含量逐漸增加（從水冷時的約20%增加到空冷時的30%），尺寸也逐漸長大（水冷時初生α相直徑為12～18μm，空冷時長大至20～25μm）。而且隨著固溶冷卻速度的降低，次生α相也明顯增加，片層間距變粗，水冷時為極細的板條，空冷片層逐漸變粗甚至呈短棒狀。
3.3 分析討論
相關研究表明，近α相鈦合金組織轉變主要為擴散型固態(tài)相變，轉變過程受固溶冷卻速度的影響較大[9，10]。Ti150合金在α相＋β相→β相變點以下進行高溫固溶時，保溫一定時間后，α相和β相逐漸達到平衡，合金元素重新分配，在固溶后快速冷卻時，初生α相相對較小，β相轉變成過飽和馬氏體α'相越多，后續(xù)的時效過程中，過飽和馬氏體α'相又轉變?yōu)榇紊料郲11]。由此得出Ti150合金在快速冷卻時，合金元素來不及擴散，初生α相來不及長大，次生α相的長大過程被抑制，形成不同方向的細片層狀，冷卻速度較慢時則形成粗大的板條或棒狀，板條尺寸的增加使得位錯密度降低，使位錯滑移變得更加容易，從而影響材料的力學性能。
組織形態(tài)決定了鈦合金性能。從室溫、高溫拉伸性能看，隨著冷卻速度降低，材料的強度也明顯降低，塑性增加。這主要是由于在快速冷卻條件下，原子來不及擴散和聚集，初生α相的長大被抑制，相應的含量略低，次生α相也更細小，所以強度高、塑性差；反之，冷卻速度越慢，初生α相含量越多，次生α相也隨之長大，合金強度更低[12]。從硬度檢測結果看，冷卻速度越快，硬度越高，而且試樣不同位置硬度差異非常明顯。這主要是由于合金β相穩(wěn)定元素含量較少，因此導致材料淬透性較差[13]。
從蠕變性能看，由于固溶冷卻速度越慢，初生α相含量越多，因此抗蠕變能力也更差[14]。
4、結束語
1）通過試驗研究表明，Ti150合金隨著固溶冷卻速度的降低，強度和抗蠕變能力逐漸降低，塑性明顯提高。
2）固溶冷卻速度越低，初生α相的含量略有增加，尺寸長大；次生α相也隨著冷卻速度的降低，形態(tài)由細小的片層狀變?yōu)榇謼l狀及棒狀。
3）從硬度檢測情況看，硬度不僅隨著冷卻速度的降低而降低，而且同一個試樣從表面到心部硬度也逐漸降低，說明材料淬透性較差。
4）通過試驗研究表明，要得到較高的強度及抗蠕變能力，Ti150合金固溶后應采用水冷比較合適。
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（注：本文原標題：固溶冷卻方式對Ti150合金組織及性能的影響）
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