基于连续冷却工艺的Ti150钛合金棒微观组织定量化研究及力学性能预测模型构建初探

1、序言

自20世纪中叶钛合金被开发运用以来，在各行各业得到了广泛的应用，特别是在航空航天领域，传统的钢、铝等材料已经不能完全满足使用要求。因其具有重量轻、比强度高，以及耐腐蚀与耐高温等特点，钛合金在航空工业中迅速脱颖而出。在航空发动机领域，为减轻发动机重量、提高其推重比，正朝着使用部分钛合金代替耐热钢及高温合金的方向发展[1]。因此，现在对钛合金的性能也提出了更高的要求，特别是在高温、高应力、高转速环境中的使用性能。

进入21世纪以来，世界各国在高温钛合金的研发上有了长足的进步，已经研发出能在600℃以上长期使用的高温钛合金及钛基复合材料，如英国的IMI834合金、美国的Ti-1100合金及俄罗斯的BT18Y合金等[2]。国内对于高温钛合金的研发及应用也取得了一些成绩，如Ti60、Ti65、Ti2AlNb及Ti150等钛合金的研发及应用[3-5]。Ti150是国内研发的近α型高温钛合金，其能在600℃的高温环境中长期使用，适合制造在高温下服役的静子件和转子件[6]。

目前，国内外对Ti150合金的研究集中在固溶温度对显微组织和力学性能的影响[7]，虽然获得了一些Ti150合金组织和性能随固溶温度变化的规律，但是还缺乏对该材料固溶冷却方式的研究，本文通过研究固溶冷却方式对Ti150合金显微组织和力学性能的影响，为今后的生产实践提供参考。

2、试验材料及方法

2.1 试验材料

本次试验所用材料为经过3次真空自耗电弧炉熔炼的Ti150合金铸锭，其名义成分见表1。经金相法测得该合金α相＋β相→β相变点为1051℃。铸锭经β相区开坯锻造，在α相＋β相区改锻为φ 180mm规格棒材，试块尺寸加工至200mm×25mm×25mm，然后在箱式电阻炉内进行固溶和时效处理。

表 1 Ti150 合金铸锭名义成分 (质量分数)(%)

2.2 试验方法

将以上试块分4组进行热处理，具体热处理制度见表2。试样热处理后进行理化检测，然后通过对检测结果进行分析，明确固溶冷却方式对材料组织及性能的影响。硬度检测位置、拉伸和蠕变试验取样位置如图1所示。

表 2 热处理制度

3、试验结果及讨论

3.1 力学性能测试

热处理后对试块进行室温拉伸、高温拉伸、高温蠕变及硬度检测，结果如图2所示。从图2可看出，经过不同的热处理制度，材料力学性能有明显差异。从图2a、b可知，随着冷却速度的降低，Ti150合金强度降低，塑性升高；当固溶采用水冷时，材料的室温抗拉强度达1176MPa、伸长率8.4%，600℃高温抗拉强度也高达763MPa；固溶采用空冷时，材料室温抗拉强度为1027MPa、伸长率14.1%，600℃高温抗拉强度降至611MPa。试样经过蠕变测试（600℃，150MPa，100h）后的残余伸长率如图2c所示，从图2c可知，随着固溶冷却速度 降低，抗蠕变能力变差。将每组试块切取一个试样按图1a所示位置进行硬度检测，结果如图2d所示。

从图2d可看出，硬度随固溶冷却速度的降低而降低，水冷时，试样表面硬度为383HBW，心部硬度为349HBW；空冷时，表面硬度为335HBW，心部硬度为321HBW，从不同位置硬度还可看出，硬度从表面向心部逐渐降低。

3.2 金相组织观察

试验材料热处理后典型的显微组织如图3所示。

从图3可看出，在α相＋β相→β相变点以下25℃时固溶，冷却速度不同的情况下，时效后的组织形貌均为双态组织，在β相转变组织的基体上均匀分布着等轴初生α相[8]；次生α相由过饱和β相和马氏体α'相分 解形成，形态呈片层状，优先从晶界开始析出。不同的是，随着冷却速度的降低，初生α相含量逐渐增加（从水冷时的约20%增加到空冷时的30%），尺寸也逐渐长大（水冷时初生α相直径为12～18μm，空冷时长大至20～25μm）。而且随着固溶冷却速度的降低，次生α相也明显增加，片层间距变粗，水冷时为极细的板条，空冷片层逐渐变粗甚至呈短棒状。

3.3 分析讨论

相关研究表明，近α相钛合金组织转变主要为扩散型固态相变，转变过程受固溶冷却速度的影响较大[9，10]。Ti150合金在α相＋β相→β相变点以下进行高温固溶时，保温一定时间后，α相和β相逐渐达到平衡，合金元素重新分配，在固溶后快速冷却时，初生α相相对较小，β相转变成过饱和马氏体α'相越多，后续的时效过程中，过饱和马氏体α'相又转变为次生α相[11]。由此得出Ti150合金在快速冷却时，合金元素来不及扩散，初生α相来不及长大，次生α相的长大过程被抑制，形成不同方向的细片层状，冷却速度较慢时则形成粗大的板条或棒状，板条尺寸的增加使得位错密度降低，使位错滑移变得更加容易，从而影响材料的力学性能。

组织形态决定了钛合金性能。从室温、高温拉伸性能看，随着冷却速度降低，材料的强度也明显降低，塑性增加。这主要是由于在快速冷却条件下，原子来不及扩散和聚集，初生α相的长大被抑制，相应的含量略低，次生α相也更细小，所以强度高、塑性差；反之，冷却速度越慢，初生α相含量越多，次生α相也随之长大，合金强度更低[12]。从硬度检测结果看，冷却速度越快，硬度越高，而且试样不同位置硬度差异非常明显。这主要是由于合金β相稳定元素含量较少，因此导致材料淬透性较差[13]。

从蠕变性能看，由于固溶冷却速度越慢，初生α相含量越多，因此抗蠕变能力也更差[14]。

4、结束语

1）通过试验研究表明，Ti150合金随着固溶冷却速度的降低，强度和抗蠕变能力逐渐降低，塑性明显提高。

2）固溶冷却速度越低，初生α相的含量略有增加，尺寸长大；次生α相也随着冷却速度的降低，形态由细小的片层状变为粗条状及棒状。

3）从硬度检测情况看，硬度不仅随着冷却速度的降低而降低，而且同一个试样从表面到心部硬度也逐渐降低，说明材料淬透性较差。

4）通过试验研究表明，要得到较高的强度及抗蠕变能力，Ti150合金固溶后应采用水冷比较合适。

参考文献：

[1] 金和喜，魏克湘，李建明，等. 航空用钛合金研究进展[J]. 中国有色金属学报，2015，25（2）：281-292.

[2] 侯金健，高强强，安晓婷. 国内外高温钛合金研究及应用的最新发展[J]. 热加工工艺，2014，43（10）：11-15.

[3] 曾立英，赵永庆，洪权，等. 600℃高温钛合金的研发[J]. 钛工业进展，2012，29（5）：1-5．

[4] 王旭，李四清，李臻熙，等. 固溶处理对Ti65高温钛合金组织与性能的影响：“全国钛及钛合金学术交流会”论文集[C]. 北京：科学出版社，2013.

[5] 刘石双，曹京霞，周毅，等. Ti2AlNb合金研究与展望[J]. 中国有色金属学报，2021，31（11）：3106-3126．

[6] 彭文雅，潘波，赵春玲，等. 微织构对Ti150合金锻件拉伸性能的影响[J]. 钛工业进展，2022，39（3）：1-6.

[7] 张雪敏，陈秉刚，李巍，等. 固溶温度对Ti150合金棒材组织及力学性能的影响[J]. 钛工业进展，2019，36（3）：31-34.

[8] BORCHERT B，DAEUBLER MA. Influence of microstructure of IMI834 on mechanical properties relevant to jet engines：“Sixth World Conference on Titanium”Proceedings[C]. Les Ulis：Les Editions de Physique，1988.

[9] 覃佳栋，屠孝斌，刘继雄，等. 固溶冷却方式对Ti60钛合金大规格棒材组织和力学性能的影响[J]. 科技创新与应用，2020（6）：120-122.

[10] SINGH A，BALASUNDAR I，GAUTAM J P，et al. Effect of primary a phase fraction on tensile behavior of IMI834 alloy[J]. Procedia Structural Integrity，2019，14：78-88.

[11] 李四清，王旭，邓雨亭，等. 固溶温度对IMI834钛合金锻件组织及性能的影响[J]. 航空制造技术，2019，62（19）：47-52.

[12] 王宁，贾蔚菊，毛小南，等. 热处理对IMI834钛合金组织及拉伸性能的影响[J]. 稀有金属材料与工程，2022，51（8）：3077-3088.

[13] 吴欢，赵永庆，葛鹏，等. β稳定元素对钛合金α相强化行为的影响[J]. 稀有金属材料与工程，2012，41（5）：805-810.

[14] TORSTER F，ANDRES C，LÜTJERING G，et al. Correlation between texture and high temperature mechanical properties of the titanium alloy IMI 834[J]. Zeitschrift Fuer Metallkunde，1999，90（3）：174-181.

（注：本文原标题：固溶冷却方式对Ti150合金组织及性能的影响）