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，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、國內(nèi)外高溫鈦合金的發(fā)展現(xiàn)狀

1.1國外高溫鈦合金的發(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，為滿足發(fā)動(dòng)機(jī)用材的需求，600℃高溫鈦合金相繼問世 ，典型的代表有英國的IMI834、美國的Ti1100以及俄羅斯的BT36合金[7，20]。

IMI834是由英國的ＩＭＴ鈦公司和ＲｏｌｌS-Ｒｏｙｃｅ公司在1984年聯(lián)合開發(fā)的一種 600℃近α型鈦合金，它也是國際上出現(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合金是美國于1988年在Ti-6542S鈦合金的基礎(chǔ)上通過調(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開發(fā)出來的，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]?？傮w來說， 美國研發(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，通過調(diào)整合金元素的種類和含量以及熱 處理制度來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。英國的 研發(fā)思路主要是依靠α相的固溶強(qiáng) 化來提高合金的蠕變強(qiáng)度，有別于美國[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來強(qiáng)化α和β相。但通過進(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國內(nèi)高溫鈦合金的發(fā)展現(xiàn)狀

我國高溫鈦合金的研發(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，通過調(diào)整熱處理工藝來調(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]。

各國典型的600℃及600℃以上高溫鈦合金匯總?cè)绫?各國典型的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，國內(nèi)自主研發(fā)的600℃高溫鈦合金的性能基本與國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)高于國外合金。Ti60、Ti600的屈服和抗拉強(qiáng)度均高于國外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8％后，鈦合金在高溫長(zhǎng) 時(shí)使用過程中將更易析出α2脆性相，在塑性變形過程中，位錯(cuò)切過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，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)，在變形過程中，位錯(cuò)將切過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，通過控制α2相的尺寸，使位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)由切過 機(jī)制轉(zhuǎn)為繞過機(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方向的更容易開動(dòng)，蠕變抗力明顯下降。因此，從變形工藝的角度考慮，通過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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