近α型、(α+β)型和近β型鈦合金的高溫力學性能

李明兵， 王新南， 商國強， 祝力偉， 李 星， 朱知壽

(中國航空發動機集團 北京航空材料研究院 先進鈦合金重點實驗室， 北京 100095)

自20世紀50年代以來，高溫鈦合金材料技術經歷了從無序固溶強化向有序固溶強化的發展，并進一步向SiC纖維復合強化技術發展[1]。材料技術的進步，使傳統高溫鈦合金的長時服役溫度由350 ℃提高至600 ℃，并使其在更高溫度下短時服役成為了可能。在航空領域，傳統高溫鈦合金主要以近α型和(α+β)型為主，典型代表如IMI834、Ti60、BT18y、Ti-8-1-1、Ti6242S、BT9(TC11)、Ti-6Al-4V(TC4)、Ti-17(TC17)等合金，且600 ℃高溫鈦合金均采用了Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si合金體系，以保證合金具有良好的長時高溫力學性能、組織穩定性和抗氧化性[2-3]。

近年來，世界主要軍事強國加大了對高超聲速飛行器的研究力度[4-5]。超聲速飛行器以高/超高飛行速度(3 Ma以上)、高機體表面溫度(最高達600 ℃以上)、短時飛行時間(幾小時)為主要服役特點，對基體結構選材提出了新的要求，從而推動了輕質耐短時高溫鈦合金研究方向的發展。有學者從使役特點、結構形式、力學性能要求等角度闡述了超聲速飛行器和航空飛行器用高溫鈦合金的區別，并針對臨近空間超聲飛行器用鈦合金高溫、大應力、短時的使用特點，對比分析研究了TA15、Ti55、Ti6242S、Ti6431S、ZTA15、ZTi55六種近α型鈦合金材料的短時高溫蠕變、持久性能以及蠕變機理，積累了大量數據[6-7]。也有研究人員在Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si合金體系的基礎上，加入高熔點合金元素提高材料的高溫強度，并適當提高β合金元素含量，改善加工成形性能，從而開發出新型的耐短時高溫鈦合金[8-9]。通過文獻梳理不難發現，吸收借鑒航空領域高溫鈦合金的研發技術經驗、先進加工制造技術和工程應用技術，對高超聲速飛行器用耐短時高溫鈦合金的研發和應用具有現實意義。

圖1 試驗鈦合金的典型顯微組織Fig.1 Typical microstructure of the tested titanium alloys(a) TB17; (b) TC21; (c) TA15; (d) Ti60

本文以航空用近β型超高強韌TB17、(α+β)型高強高韌TC21、近α型中強中韌TA15和近α型Ti60鈦合金為對象，研究4種不同類型鈦合金的高溫性能和力學行為，旨在為耐短時高溫鈦合金的研發和應用提供參考。

1 試驗材料及方法

試驗用材料為TB17、TC21、TA15和Ti60鈦合金鍛件，名義化學成分(質量分數，%)為Ti-4.0Al-6.5Mo-2.5Cr-2.0V-2.0Nb-1.0Sn-1.0Zr、Ti-6.0Al-2.0Sn-2.0Zr-3.0Mo-1.0Cr-2.0Nb、Ti-6.0Al-2.0Zr-1.0Mo-1.0V和Ti-5.7Al-4.0Sn-3.5Zr-0.4Mo-0.4Si-0.4Nb-1.0Ta-0.05C。4種合金的典型顯微組織如圖1所示，典型組織所對應的熱加工工藝見表1。

表1 試驗鈦合金典型顯微組織對應的熱加工工藝

TB17合金鍛件經等溫準β鍛造+固溶時效熱處理后，室溫抗拉強度均值為1318.3 MPa，典型顯微組織如圖1(a)所示，晶界扭曲或斷續，片層α相編織為網籃狀，且基體中析出細小彌散的次生α相；TC21合金鍛件經準β鍛造+雙重退火后，室溫抗拉強度均值為1062.5 MPa，典型顯微組織如圖1(b)所示，也為網籃狀組織，相比于TB17合金組織，β晶粒尺寸較小，但片層α相尺寸較大；TA15合金鍛件經兩相區鍛造+高溫退火后，室溫抗拉強度均值為917.5 MPa，典型顯微組織如圖1(c)所示，由初生α相和β轉變基體組成，為雙態組織，初生α相含量為37%左右；Ti60合金鍛件經兩相區鍛造+固溶時效后，室溫抗拉強度均值為1050 MPa，典型顯微組織如圖1(d)所示，也為雙態組織，初生α相含量為15%左右。

試驗采用INSTRON5887型電子萬能試驗機測定合金的高溫拉伸性能，按圖2要求加工高溫拉伸試樣，檢測標準按GB/T 228.2—2015《金屬材料 拉伸試驗 第2部分：高溫試驗方法》執行。試驗溫度分別為100、400、500、600、650和700 ℃，每種溫度下選取至少2件試樣進行高溫拉伸試驗。試驗前先預熱環境箱和拉伸夾具到指定測試溫度，試樣保溫30 min后開始加載試驗。拉伸測試時，先以0.0042 mm/min的速率對試樣加載，當應變接近2%時，移除引伸計，之后以3 mm/min 的速率對試樣加載，直至試樣斷裂，并實時獲得應力-應變曲線。

圖2 高溫拉伸試樣尺寸Fig.2 Dimensions of the high temperature tensile specimen

2 試驗結果

2.1 高溫力學性能

圖3為TB17、TC21、TA15和Ti60合金在不同溫度下的高溫性能。隨著溫度升高，試驗合金均表現出強度降低、塑性升高的變化規律。4種合金的強度、塑性指標隨溫度的變化規律類似，但在不同溫度范圍，存在顯著差異。在100～500 ℃范圍內，TB17合金的抗拉強度和屈服強度值最高，而TA15合金的抗拉強度和屈服強度值最低，TC21和Ti60合金的強度值介于兩者之間，其中TC21合金的抗拉強度值略高于Ti60合金，但屈服強度值兩者相差不大。總體來說，4種合金的強度值相對大小和室溫時的規律一致。在該溫度范圍內，4種合金的伸長率和斷面收縮率均隨著溫度的上升呈現升高趨勢，但TB17合金的伸長率和斷面收縮率變化幅度最大，特別是在500 ℃時，斷面收縮率均值就已達到了90.9%，明顯高過了其他3種合金。從圖3還可以看出，TB17、TC21和TA15合金在500 ℃后的強度指標和塑性指標均出現了大幅度變化。TB17合金的高溫性能指標變化最為明顯，當達到500 ℃后，強度呈斷崖式下降，650和700 ℃時抗拉強度和屈服強度值降至最低，而伸長率則顯著增高，斷面收縮率也一直保持在90%以上。TC21和TA15合金的抗拉強度和屈服強度也大幅度下降，并且隨著溫度升高至700 ℃，TC21合金的強度值介于TA15與Ti60合金之間，并逐漸與TA15合金接近。兩者伸長率和斷面收縮率也顯著增高，但TC21合金的塑性升高幅度顯著大于TA15合金，例如在700 ℃時，伸長率和斷面收縮率均值分別達到了65.5%和96%。Ti60合金的性能變化幅度最小，當溫度在600 ℃時，抗拉強度和屈服強度仍然保持在較高水平，均值分別為666.5 MPa和532 MPa，顯著高于其他3種合金。直到溫度達到650 ℃時，該合金的高溫性能指標才出現明顯變化，隨著溫度升高，強度指標出現較大幅度降低，但仍然顯著高于其他3種合金，塑性指標出現較大幅度升高，仍低于其他3種合金。

圖3 試驗鈦合金的高溫力學性能Fig.3 High temperature mechanical properties of the tested titanium alloys

2.2 應力-應變曲線

圖4為TB17、TC21、TA15和Ti60合金在不同溫度下的工程應力-應變曲線。根據圖4中曲線特征可以判斷，所有試樣均先發生彈性變形，之后進入非彈性變形階段，并且未出現明顯屈服平臺，持續變形直至發生縮頸和斷裂。在一定外力和應變速率下，溫度升高促進了材料內部發生位錯增殖和湮滅機制。位錯增殖將使位錯密度增加，導致位錯運動阻力增加，宏觀上表現為應變硬化，強度升高，塑性降低。位錯湮滅將導致位錯密度大幅度降低，甚至在變形過程中出現回復和再結晶現象，宏觀上則表現為應變軟化，強度降低，塑性升高。因此，在整個高溫非彈性變形過程中，同時存在應變硬化和應變軟化這兩個競爭過程。

從圖4(a)可以看出，拉伸溫度為100 ℃時，4種合金的應力-應變曲線在非彈性變形階段，均存在較大幅度的均勻變形，表明4種合金的應變硬化和應變軟化作用相當，處于較為平衡的狀態。如圖4(b，c)所示，隨著溫度提高至500 ℃時，4種合金應力均發生了下降，TC21、TA15和Ti60合金的曲線仍存在較大幅度均勻變形，但TB17合金在400 ℃時曲線發生了明顯變化，雖然TB17合金的應力值最高，但此時合金變形以應變軟化為主，曲線經過最高點后，應力隨著應變增加顯著下降。當拉伸溫度提高至600 ℃時，如圖4(d)所示，4種合金的應力值持續降低，TB17合金的應力值降幅最大，Ti60合金的應力值降幅最小，也僅Ti60合金的曲線處于較為平衡的狀態，其他合金變形均以應變軟化為主。如圖4(e，f)所示，當溫度提高至650 ℃后，4種合金的應力值均大幅度降低，此時TB17合金的應力值最小，TC21合金的應力值降幅高于TA15合金，此時Ti60合金應力值仍然顯著高于其他合金，但合金變形也開始以應變軟化為主，經歷最高點后，應力隨著應變增加顯著下降。

3 分析與討論

3.1 合金當量分析

鈦合金高溫性能與合金化學成分密切相關，常采用經驗公式(1)[2]和公式(2)[2,10]計算合金的Al當量([Al]eq)和Mo當量([Mo]eq)值，用于分析合金特點和元素的綜合作用。

[Al]eq=w(Al)+1/3w(Sn)+1/6w(Zr)+

10w(O+C+2N)

(1)

[Mo]eq=w(Mo)+1/4w(Ta)+1/3.3w(Nb)+

1/2w(W)+1/1.4w(V)+1/0.6w(Cr)+

1/0.8w(Ni)+1/0.6w(Mn)+

1/0.5w(Fe)+1/0.9w(Co)

(2)

表2為TB17、TC21、TA15和Ti60合金的當量計算結果。TB17合金含有高含量的β穩定元素Mo和較高含量的β穩定元素Cr和V，[Mo]eq值最高，為12.71，屬高鉬當量近β型合金，相對來說，[Al]eq值最低，為5.5。該合金經固溶時效后室溫強度可達1350 MPa，且疲勞性能優異[11]。TC21合金中添加了較高含量的β穩定元素Mo、Cr和Nb，[Mo]eq值為5.28，屬(α+β)型合金，該合金同時含有高含量的α穩定元素Al和較高含量α穩定元素Sn，[Al]eq值為8.00。該合金經準β鍛造+雙重退火處理后，室溫強度可達1100 MPa，同時具有高韌性、高損傷容限和優異的疲勞性能[12]。TA15合金含有高含量的α穩定元素Al，較低含量的β穩定元素Mo和V，[Al]eq值為7.33，[Mo]eq值僅為1.71，屬于高鋁當量的近α型合金。該合金經高溫退火后，室溫強度可達930 MPa，同時具有良好的中等高溫強度[13]。Ti60合金屬Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si合金體系，該合金含有高含量的α穩定元素Al和Sn，較高含量的中性元素Zr，較低含量的β穩定元素Ta、Mo和Nb，還有微量Si元素，[Mo]eq值僅為0.77，[Al]eq值達9.11，同樣屬于高鋁當量的近α型合金。該合金經固溶時效處理后，室溫強度可達1030 MPa，設計使用溫度為600 ℃[3]。

表2 試驗鈦合金的[Al]eq和[Mo]eq值(質量分數，%)

3.2 討論

這4種合金中，近β型TB17合金的鋁當量最低，鉬當量最高，近α型Ti60合金的鋁當量最高，鉬當量最低，(α+β)型TC21和近α型TA15合金的鋁當量相近，但TA15合金的鉬當量顯著低于TC21合金。

TB17、TC21和TA15合金組織形貌和類型不同，但均由α相和β相組成[13, 18-19]。隨著溫度升高至500 ℃，α相處于較穩定狀態，仍具有一定的沉淀強化作用，但合金的固溶強化作用降低，高溫激活了難滑移系的滑移，因此在一定程度上造成合金強度降低、塑性提高。隨著溫度進一步升高，合金的固溶強化作用進一步降低，α相尺寸將長大，α相沉淀強化作用明顯減弱，這都將顯著降低位錯運動的阻力，造成合金強度大幅下降，塑性升高。此時，這3種合金強度下降幅度與鋁當量值大小、鉬當量值大小呈顯著相關關系，TB17合金鉬當量值最高，鋁當量值最低，下降幅度也最大，TA15合金鉬當量值最低，鋁當量值與TC21合金接近，下降幅度也最小。這主要是因為，合金鉬當量越高，鋁當量越低，室溫下β相含量也就越多，隨著溫度升高，組織內β相含量也因α相的高溫回溶進一步增多。由于β相層錯能高，可動滑移系數量顯著增加，高溫下更易發生位錯的攀移和交滑移，因此動態回復成為最主要的軟化機制，最終造成合金的高溫強度顯著下降。

Ti60合金的鉬當量最低，僅為0.77，且含有一定含量的Si，合金組織由α相、少量β相、有序相(α2相)和硅化物組成[3]。隨著溫度升高，Ti60合金的固溶強化作用也會降低，但由于存在硅化物強化和α2相的有序強化作用，最終造成該合金的高溫強度下降幅度最小。一般認為，α2相的長大溫度范圍在550～600 ℃，完全回溶的臨界溫度約為750 ℃[20]。本研究中，直到溫度達到650 ℃時，Ti60合金的高溫力學行為才出現明顯變化，也與α2相的長大和回溶相關。因此，鈦合金的相組成和強化機制是決定合金高溫力學性能行為最主要的影響因素。

4 結論

1) 隨著溫度提高，TB17、TC21、TA15和Ti60鈦合金的高溫強度降低，塑性升高；當溫度在100～500 ℃范圍內，4種合金的高溫強度相對大小和室溫時的規律一致，高溫強度值順序為TB17>TC21>Ti60>TA15；當溫度超過600 ℃后，TB17合金的高溫性能變化幅度最大，強度最低，Ti60合金的變化幅度最小，強度最高，TC21合金的強度介于TA15與Ti60合金之間，并逐漸與TA15合金接近。

2) 當溫度在100 ℃時，4種合金的應變硬化和應變軟化作用相當，應力-應變曲線處于較為平衡的狀態；當溫度在400 ℃時，TB17合金變形以應變軟化為主，應力隨著應變增加顯著降低；當溫度在600 ℃時，TC21和TA15合金變形也開始以應變軟化為主，但TA15合金應力的下降幅度低于TC21合金；直到溫度在650 ℃時，Ti60合金變形才以應變軟化為主。

3) TB17、TC21和TA15合金組織由α相和β相組成，高溫強化機制主要以固溶強化和α相沉淀強化機制為主；Ti60合金組織由α相、少量β相、有序相(α2相)和硅化物組成，高溫主要以固溶強化、α相沉淀強化、硅化物強化和α2相的有序強化作用機制為主，因此具有更優異的高溫性能。