Ti60与Ti65作为我国自主研发的近α型高温钛合金，凭借优异的高温强度、抗氧化性和抗蠕变性能，已成为航空发动机压气机叶片、轮盘等热端部件的核心材料。Ti60合金长期使用温度可达600℃，Ti65则进一步拓展至650℃，两者均通过Al、Sn、Zr等元素固溶强化及Si化物析出强化实现性能提升。随着航空航天技术对构件轻量化、长寿命的需求升级，两类合金的连接工艺、氧化行为、织构调控及高温力学性能优化成为研究热点，其性能调控机制与工程应用技术的突破对高端装备发展具有重要意义。
当前针对Ti60与Ti65的研究已覆盖材料制备、热处理、连接技术及服役行为等多个维度。扩散连接技术实现了复杂构件的整体成形，但其界面结合质量与基体性能匹配仍需优化；高温氧化行为揭示了氧化动力学规律与富氧层危害，为防护涂层设计提供依据；织构研究阐明了晶体取向对力学性能的各向异性影响，指导了轧制与热处理工艺协同调控；固溶时效制度的优化则实现了强度与塑性的平衡。然而，两类合金在极端工况下的性能稳定性、连接接头的长期可靠性等问题仍有待深入探索。
利泰金属系统整合5篇研究文献的核心数据，从材料特性出发，依次阐述Ti60合金的扩散连接工艺、氧化行为、织构与性能关系，Ti65合金的高温力学性能规律，以及Ti60轧棒的固溶处理优化。通过对比分析工艺参数与性能的关联机制，总结关键技术突破与现存问题，为高温钛合金的工程应用与技术升级提供系统性参考。
1、Ti60与Ti65钛合金的材料特性
1.1化学成分与强化机制
Ti60钛合金属于Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Nb-Ta-Si系近α型合金，其典型化学成分（质量分数）为：Al5.5% ~6.5%、Sn3.5%~4.0%、Zr3.0%~3.5%、Mo0.5%~0.8%、Nb0.3%~0.5%、Ta0.8%~1.0%、Si0.3%~0.4%，其余为Ti[1][5]。其中，Al和Sn作为α相稳定元素，通过固溶强化提高合金的高温强度；Mo、Nb、Ta等β相稳定元素可改善工艺塑性，抑制β相晶粒粗化；Si则通过形成(Ti,Zr)₃Si等硅化物颗粒，显著提升合金的抗蠕变性能[5]。
Ti65钛合金在Ti60基础上调整成分，典型化学成分为（质量分数）：Al5.8%、Sn4.0%、Zr3.5%、Mo0.5%、Ta1.0%、Si0.4%、W0.8%、Nb0.3%、C0.055%，余量为Ti[4]。新增的W元素进一步增强了高温稳定性，与Si协同作用形成更稳定的析出相，使其长期使用温度提升至650℃，比Ti60高出50℃[4]。
1.2基础力学性能
Ti60合金的室温力学性能优异，热轧退火态的屈服强度为1139.7MPa，抗拉强度达1154.5MPa，断后伸长率15.2%[1]。在550℃高温环境下，经优化热处理后其抗拉强度仍可保持在800MPa以上，满足航空发动机压气机部件的服役要求[5]。
Ti65合金则更侧重高温性能，在740℃、应变率0.0018s⁻¹条件下，峰值应力可达381.1MPa；即使在840℃高温下，相同应变率时峰值应力仍能维持在138MPa，展现出比Ti60更优的高温承载能力[4]。
2、Ti60钛合金的扩散连接工艺
2.1工艺参数对界面性能的影响
2.1.1保温温度的作用
在保压压力2MPa、保温时间2h的条件下，保温温度对Ti60合金扩散连接界面的焊合率和剪切强度影响显著（表1）。当温度从900℃升至960℃时，界面焊合率从70.0%提升至98.5%，剪切强度从196.0MPa增至559.6MPa[1]。
微观组织演变：900℃时，界面存在大量长条状孔洞，β相体积分数较高；随着温度升高，孔洞逐渐球化并减少，β相含量降低，晶界与晶粒逐渐占据界面结合区域[1]。940℃是性能突变点，此时焊合率达95.9%，剪切强度547.9MPa，继续升温至960℃，性能提升幅度明显减缓[1]。这是因为高温促进原子扩散，加速孔洞弥合，但同时也会导致基体晶粒粗化，抵消部分强化效果。
2.1.2保温时间与保压压力的影响
在940℃、2MPa条件下，保温时间从0.5h延长至3.0h，焊合率从84.9%升至97.8%，剪切强度从261.6MPa增至559.2MPa[1]。0.5~2.0h是性能快速提升阶段，2.0h后界面孔洞基本消除，性能趋于稳定[1]。
保压压力对界面性能的影响呈现先升后稳的趋势：1.0MPa时焊合率89.0%、剪切强度439.7MPa；2.0MPa时焊合率95.9%、剪切强度547.9MPa；3.0MPa时焊合率97.4%、剪切强度557.7MPa[1]。压力通过增加界面接触面积促进扩散，但过高压力（如2.5MPa）可能因受力不均导致局部未贴合，反而使焊合率略有下降[1]。
2.2最优工艺与基体性能变化
综合试验数据，Ti60合金扩散连接的最优工艺为960℃/2MPa/2h，此时焊合率98.5%，剪切强度559.6MPa，接近基体强度的95%[1]。但需注意，高温处理会导致基体强度下降：940℃保温2h后，室温抗拉强度从1154.5MPa降至994.1MPa，降幅约14%[1]。这是由于α晶粒等轴粗化和回复再结晶所致，后续需通过热处理优化恢复性能[1]。
3、Ti60钛合金的高温氧化行为
3.1氧化动力学规律
Ti60合金在600~750℃范围内的氧化符合线性-抛物线混合规律，氧化指数n（Wagner公式）为1~2，氧化激活能256kJ/mol[2]。600℃时氧化增量极小，100h内单位面积增重不足0.1mg/cm²；750℃时氧化显著加剧，100h增重可达0.8mg/cm²以上[2]。
温度依赖性：600~650℃时，氧化接近抛物线规律（n≈1.8~1.9），受扩散控制；700~750℃时，n降至1.2~1.5，氧化受扩散与表面反应共同控制[2]。激活能256kJ/mol处于钛合金典型氧化激活能范围（183~299kJ/mol），表明其抗氧化性能优于IMI834合金（激活能184kJ/mol）[2]。
3.2氧化产物与富氧层
3.2.1氧化物组成
600℃氧化100h或750℃氧化10h时，氧化产物主要为TiO₂；750℃氧化100h后，表面除TiO₂外，还检测到少量Al₂O₃[2]。这是因为长期高温下，TiO₂与基体界面处贫Ti，使Al当量浓度升高，促进Al₂O₃生成[2]。Al₂O₃的出现可略微降低氧化速率，但因含量少（XRD峰强度弱），对整体抗氧化性提升有限[2]。
3.2.2富氧层特征
氧在扩散形成氧化层的同时，会向基体渗透形成脆性富氧层。650℃氧化100h时，富氧层厚度约50μm；750℃氧化100h时，厚度增至200μm以上[2]。富氧层与基体界限清晰，内部易产生横向裂纹（图8），在拉伸载荷下可引发早期断裂，显著恶化力学性能[2]。
氧化物优先沿原始β晶界形核，这是由于β晶界缺陷多、扩散通道丰富，使氧更易聚集形成TiO₂，从而在表面勾勒出基体组织形貌[2]。
4、Ti60合金棒材的织构与拉伸性能
4.1锻态与热处理态织构特征
4.1.1不同规格棒材的织构差异
D45棒材（直径45mm）：锻态组织主要存在α相<0001>和<101ˉ0>方向的丝织构，轴向与α相c轴或<101ˉ0>方向平行[3]。
D30棒材（直径30mm）：锻态以<101ˉ0>丝织构为主，<0001>织构较弱[3]。
这种差异源于精锻变形量：D30变形量更大，柱面滑移系充分开动，促使<101ˉ0>取向晶粒择优生长[3]。
4.1.2热处理对织构的影响
随固溶温度升高（950~1050℃），两类棒材的<0001>丝织构均增强，<101ˉ0>丝织构减弱：
D45棒材：1050℃处理后，<0001>织构最大密度达8.4，<101ˉ0>织构几乎消失[3]。
D30棒材：1050℃处理后形成强<0001>丝织构，密度显著高于D45[3]。
这是因为高温下β相比例增加，冷却时次生α相沿β相<110>方向析出，继承了β相的织构特征[3]。
4.2织构对拉伸性能的影响
织构是影响Ti60棒材拉伸性能的关键因素：
D45棒材：热处理对强度影响较小，1000℃处理后屈服强度1009MPa、抗拉强度1105MPa，塑性随温度升高略有下降（1050℃时延伸率6.1%）[3]。
D30棒材：强度随温度升高显著增加，1050℃处理后屈服强度1086MPa、抗拉强度1144MPa，但延伸率仅3.3%[3]。
机理分析：<0001>织构需开动高临界剪切应力的锥面滑移系，导致强度升高、塑性下降；<101ˉ0>织构则易激活柱面滑移系，塑性更优[3]。1000℃处理可获得强度与塑性的平衡，是D30棒材的最优选择[3]。
5、Ti65钛合金板材的高温力学性能
5.1温度与应变率的影响
5.1.1温度对峰值应力的作用
在应变率0.0018s⁻¹条件下，Ti65板材的峰值应力随温度升高显著降低：740℃时达381.1MPa，790℃时降至236.7MPa，840℃时仅138.0MPa[4]。这是因为高温降低了滑移系临界剪切应力，促进动态回复与再结晶，使软化作用主导变形过程[4]。
5.1.2应变率的影响
790℃时，应变率从0.0012s⁻¹增至0.0024s⁻¹，峰值应力从207.9MPa升至244.9MPa[4]。高应变率下，位错来不及充分运动，动态软化不充分，硬化作用更显著[4]。
5.2高温断裂机制
Ti65合金高温断裂以微孔聚集型塑性断裂为主。740℃时断口存在大量分布不均的大尺寸孔洞；790℃时则形成数量多、分布均匀的小尺寸等轴韧窝[4]。温度越高等轴韧窝越多，塑性越好，与延伸率测试结果一致[4]。
热成形工艺推荐：790℃为最优温度，此时变形抗力适中（峰值应力236.7MPa），塑性良好，可兼顾加工效率与模具寿命[4]。
6、固溶制度对Ti60合金轧棒组织和性能的影响
6.1固溶温度的调控作用
在α+β两相区（1000~1020℃）固溶处理后，Ti60轧棒的组织与性能变化如下：
组织演变：随温度升高，等轴α相含量从50%（1000℃）降至8%（1020℃），板条状α相消失，次生α相（细针状）含量增加[5]。
性能变化：室温抗拉强度从1050MPa（1000℃）升至1070MPa（1020℃），塑性变化不明显（延伸率约10%）[5]。
这是由于次生α相的析出强化效应超过晶粒粗化的软化作用，使强度略升[5]。
6.2冷却方式的影响
1010℃固溶后，不同冷却方式对组织性能影响显著（冷却速率：水冷>空冷>炉冷30min后空冷）：
组织差异：冷却速率降低，片状α厚度、α集束尺寸及晶界α厚度均增加[5]。
性能变化：室温抗拉强度从水冷的1150MPa降至炉冷的1040MPa，550℃高温强度同步下降，塑性则随冷却速率降低略有提升[5]。
最优热处理制度为：1010℃保温2h空冷+700℃保温2h空冷，此时抗拉强度1070MPa，延伸率10%，强塑匹配最佳[5]。
7、总结
本文基于五篇文献系统研究了Ti60与Ti65高温钛合金的关键技术特性，核心结论如下：
Ti60扩散连接：960℃/2MPa/2h为最优工艺，焊合率98.5%，剪切强度559.6MPa，高温处理会使基体强度下降14%，需后续热处理恢复[1]。
Ti60氧化行为：600~750℃氧化符合线性-抛物线规律，氧化产物以TiO₂为主，长期高温生成少量Al₂O₃；富氧层厚度随温度和时间增加，易引发裂纹[2]。
Ti60织构调控：<0001>织构增强可提高强度但降低塑性，1000℃热处理是D30棒材的最优选择，可平衡强塑性能[3]。
Ti65高温性能：740~840℃范围内，峰值应力随温度升高降低、随应变率增加升高，790℃是热成形的最佳温度[4]。
Ti60固溶优化：1010℃空冷+700℃时效可获得最佳强塑匹配，适用于轧棒工业化生产[5]。
两类合金的性能调控需结合具体应用场景：Ti60适用于600℃以下的结构件，Ti65则可满足650℃高温需求，其工艺优化为航空发动机热端部件的设计提供了数据支撑。
参考文献
[1]廖子颖，李保永，刘伟，等.Ti60钛合金扩散连接界面组织及剪切性能[J].锻压技术，2024,49(6):172-178.
[2]贾蔚菊，曾卫东，刘建荣，等.Ti60高温钛合金氧化行为研究[J].稀有金属材料与工程，2010,39(5):781-786.
[3]赵子博，王清江，刘建荣，等.Ti60合金棒材中的织构及其对拉伸性能的影响[J].金属学报，2015,51(5):561-568.
[4]谢洪志，刘广鑫，彭皓云，等.Ti65钛合金板材高温力学性能及影响因素[J].兵器材料科学与工程，2022,45(2):26-29.
[5]孙虎代，黄帆，张伟，等。固溶制度对Ti60合金轧棒组织和性能的影响[J].世界有色金属，2023(10):126-128.
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