董大勇++孔凡涛

摘要：Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系高温钛合金以其低密度、高强度、高刚度和优异的抗氧化性等特点，在航空航天领域具有广泛的应用前景，采用水冷铜坩埚真空感应熔炼炉（ISM）制备了Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系高温钛合金铸锭，并采用高温锻造工艺研制出了高温钛合金锻坯.显微组织分析结果表明，锻态高温钛合金为近α型钛合金，显微组织为网篮组织.拉伸力学性能测试结果表明：从室温到700℃，锻态Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系高温钛合金均展现出优异的力学性能.在700℃的条件下，其抗拉强度仍然可以达到近550MPa，延伸率达到15%.

关键词：钛合金；锻造；组织；力学性能

DOI：IO.15938/j.jhust.2015.03.015

中图分类号：TG146.2

文献标志码：A

文章编号：1007-2683 （2015）03-0078-04

0 引 言

钛合金以其密度低、比强度高、耐高温、耐腐蚀和焊接性好等优点，在航空、航天、化工等领域得到广泛应用.从使用温度来看，传统的及现有的成熟高温钛合金已不能满足技术指标要求，目前世界各国研究的高温钛合金成分均为Ti-AI-Sn-Zr-Mo-Si系，最高使用温度仅为600CC，尽管国内外对高温钛合金进行了大量的研究工作，近20年来高温钛合金使用温度没有得到进一步的突破.

随着航空航天工业的发展，现有高温钛合金的力学性能，已经远不能满足构件对更高工作温度的性能要求，因此，急需发展能够满足在600℃以上使用的新型高温钛合金.本文研制了一种可以在600℃-700℃短时使用的Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系高温钛合金，制备出锻坯，并系统研究了锻态高温钛合金的显微组织和力学性能.

1 实验方法

本文所用Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系高温钛合金的名义成分为：Ti-6 Al-3 Sn-10Zr-0.8 Mo-I Nb-I W-O.25Si.实验所使用的原材料为0级海绵钛，高纯铝、纯锡、海绵锆、纯硅粉，高熔点合金元素铌、钼和钨分别以中间合金的形式加入（Al-Nb、Al-Mo和Al-W中间合金）.采用水冷铜坩埚真空感应凝壳熔炼炉（ISM），将上述原材料熔铸成铸锭，

将上述高温钛合金铸锭切割成圆柱形试样，对试样进行开坯锻造.锻造初始温度为1150℃，应变速率为0.1-0.01 s-i，总变形量为75%左右，锻前试样表面喷涂抗氧化涂料，以减少试样预热及锻造过程中表面的氧化.另外，为降低试样在锻造过程中的温降，锻模需要预热到600℃以上.锻后，锻坯在700℃条件下退火4h.从宏观形貌来看，锻坯外观完整，无任何裂纹等缺陷.

高温钛合金锻坯的显微组织采用X射线衍射仪（XRD）、OLYMPUS-TH3型光学显微镜（OM）和S-4700型扫描电子显微镜（SEM/EDS）进行分析.OM及SEM试样制备过程为：先采用水磨砂纸将试样磨到0.5μm，然后用0.5μm金刚石喷雾抛光剂进行抛光，抛光后的试榉用标准Kroll溶液腐蚀（Kroll溶液的组成为：4% HN03+2% HF+94%H20），最后在无水乙醇溶液中进行超声波清洗，高温钛合金的室温及高温拉伸性能均采用万能力学性能试验机测试，高温钛合金试样为板状拉伸试样，室温拉伸过程中的位移变化采用引伸计测量，室温及高温拉伸性能采用的应变速率均为1×10-3S-1.

2 实验结果与讨论

图1所示为锻态Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系高温钛合金的XRD图谱.从图中可以看到锻态合金主要是由a-Ti相组成，因此，该合金是一种近α型钛合金.

图2分别为高温钛合金锻坯中心区域、沿半径方向1/2r处区域、边缘区域的光学显微镜及扫描电子显微镜照片.从显微组织照片可以观察到，高温钛合金锻坯三个区域的显微组织均为典型的网篮组织（与铸态相比，组织得到细化），初始β晶界难以看到.另外，从锻坯边缘区域到中心区域，还可以观察到块状的初生α相（如图2（b）中白色的块状相）呈逐渐增多的趋势.

高温钛合金铸锭锻造的初始温度是在β单相区.由于不是等温锻造，锻造过程中，高温钛合金会因散热而出现温降，终锻温度会达到a+p两相区.锻造总变形量达到75%，原始的高温β晶粒破碎，而终锻温度较低，则导致动态再结晶过程中口晶粒来不及长大.温度达到α+β两相区时，片状α相从口相中析出，同样由于温降较快，析出的片状α相尺寸减小，从而形成较细小的网篮状组织.锻态高温钛合金局部会出现尺寸略大的块状α相，如图3α）所示，这将会对会对组织性能的均匀性带来不利影响，通过采用扫描电子显微镜对块状α相及网篮组织中α板条区域的能谱分析（EDS所选区域及对应的能谱结果如图3b）和表1所示），发现网篮组织中各元素含量均略低于块状α相的元素含量，因此可以判断块状α相的产生主要是由于原始铸锭中成分偏析造成的，铸锭凝固过程中，由于中心区域冷却速度较慢，合金元素更易发生偏析，从而导致从铸锭边缘区域到中心区域的初生块状α相逐渐增多.另外，在进一步锻造过程中，合金元素偏析难以消除，而且高温锻坯的边缘到锻坯中心形成温度梯度，锻坯中心区域的温度较高且冷却速度较低，初生α相在锻坯中心区域长大速度要快于边缘区域，这也是引起锻坯中心区域初生块状α相较多的原因之一.

高温钛合金铸锭经锻造后，显微组织明显细化，这将对高温钛合金的力学性能产生显著影响，图4为锻态高温钛合金的室温拉伸性能测试曲线，其抗拉强度达到1138 MPa，延伸率为7.3%，与铸态高温钛合金力学性能相比提高明显（铸态合金抗拉强度和延伸率分别仅为1000 MPa和5%左右）.图5为锻态高温钛合金分别在650℃、700℃和750℃条件下拉伸力学性能的测试结果.由图5可见，随着测试温度的提高，强度降低而塑性提高，但即使在650℃和700℃的条件下，其抗拉强度仍然可以分别达到近752 MPa和550 MPa，延伸率分别达到约12%和15%.

图6为不同温度下锻态高温钛合金的强度与塑性变化曲线.从图中可以发现，在低于650℃的测试条件下，高温钛合金的强度降低较缓慢，当测试温度达到650℃以上时，强度下降及塑性上升均较快.但从总体上看，从室温到700℃，锻态Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系高温钛合金均展现出优异的力学性能.

图7为锻态高温钛合金在不同温度条件下进行拉伸性能测试的断口形貌.从断口可以看出，室温下主要为穿晶解理断裂，随着测试温度的提高，韧窝逐渐增多，且韧窝深度增加，沿晶断裂趋势增加，塑性提高明显.

3 结 论

1）锻态Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系高温钛合金为近α型钛合金.其显微组织为网篮组织，从锻坯边缘区域到中心位置，初生α相的尺寸逐渐增大.接近锻坯中心的局部位置存在尺寸较大的初生α相，这主要是由铸锭成分偏析所导致的.

2）锻态高温钛合金在室温及高温下展现出良好的力学性能.其室温抗拉强度达到1138 MPa，而且室温延伸率也达到了7.3%.随着拉伸性能测试温度的提高，锻态高温钛合金的延伸率也显著升高，650℃和700℃测试条件下分别约为12%和15%.即使在700℃条件下测试，锻态高温钛合金的抗拉强度仍然近550 MPa.