面向航空航天發(fā)動(dòng)機(jī)高溫部件的Ti150合金固溶冷卻工藝優(yōu)化：聚焦600℃長(zhǎng)期服役需求，通過對(duì)比水冷、油冷、風(fēng)冷、空冷四種固溶冷卻方式，顯著影響材料高溫力學(xué)性能，為高溫鈦合金部件工藝設(shè)計(jì)提供關(guān)鍵參數(shù)

1、序言

自20世紀(jì)中葉鈦合金被開發(fā)運(yùn)用以來，在各行 各業(yè)得到了廣泛的應(yīng)用，特別是在航空航天領(lǐng)域， 傳統(tǒng)的鋼、鋁等材料已經(jīng)不能完全滿足使用要求。 因其具有重量輕、比強(qiáng)度高，以及耐腐蝕與耐高溫 等特點(diǎn)，鈦合金在航空工業(yè)中迅速脫穎而出。在航 空發(fā)動(dòng)機(jī)領(lǐng)域，為減輕發(fā)動(dòng)機(jī)重量、提高其推重 比，正朝著使用部分鈦合金代替耐熱鋼及高溫合金 的方向發(fā)展[1]。因此，現(xiàn)在對(duì)鈦合金的性能也提出 了更高的要求，特別是在高溫、高應(yīng)力、高轉(zhuǎn)速環(huán) 境中的使用性能。

進(jìn)入21世紀(jì)以來，世界各國在高溫鈦合金的研 發(fā)上有了長(zhǎng)足的進(jìn)步，已經(jīng)研發(fā)出能在600℃以上 長(zhǎng)期使用的高溫鈦合金及鈦基復(fù)合材料，如英國的IMI834合金、美國的Ti-1100合金及俄羅斯的BT18Y合金等[2]。國內(nèi)對(duì)于高溫鈦合金的研發(fā)及應(yīng)用也取 得了一些成績(jī)，如Ti60、Ti65、Ti2AlNb及Ti150等 鈦合金的研發(fā)及應(yīng)用[3-5]。Ti150是國內(nèi)研發(fā)的近α 型高溫鈦合金，其能在600℃的高溫環(huán)境中長(zhǎng)期使 用，適合制造在高溫下服役的靜子件和轉(zhuǎn)子件[6]。 目前，國內(nèi)外對(duì)Ti150合金的研究集中在固溶溫度 對(duì)顯微組織和力學(xué)性能的影響[7]，雖然獲得了一些Ti150合金組織和性能隨固溶溫度變化的規(guī)律，但是 還缺乏對(duì)該材料固溶冷卻方式的研究，本文通過研 究固溶冷卻方式對(duì)Ti150合金顯微組織和力學(xué)性能的 影響，為今后的生產(chǎn)實(shí)踐提供參考。

2、試驗(yàn)材料及方法

2.1試驗(yàn)材料

本次試驗(yàn)所用材料為經(jīng)過3次真空自耗電弧爐熔 煉的Ti150合金鑄錠，其名義成分見表1。經(jīng)金相法 測(cè)得該合金α相＋β相→β相變點(diǎn)為1051℃。鑄錠經(jīng)β相區(qū)開坯鍛造，在α相＋β相區(qū)改鍛為φ180mm規(guī)格 棒材，試塊尺寸加工至200mm×25mm×25mm，然 后在箱式電阻爐內(nèi)進(jìn)行固溶和時(shí)效處理。

表 1 Ti150 合金鑄錠名義成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù))(%)

2.2試驗(yàn)方法

將以上試塊分4組進(jìn)行熱處理，具體熱處理制度 見表2。試樣熱處理后進(jìn)行理化檢測(cè)，然后通過對(duì)檢測(cè)結(jié)果進(jìn)行分析，明確固溶冷卻方式對(duì)材料組織及 性能的影響。硬度檢測(cè)位置、拉伸和蠕變?cè)囼?yàn)取樣 位置如圖1所示。

表 2 熱處理制度

3、試驗(yàn)結(jié)果及討論

3.1力學(xué)性能測(cè)試

熱處理后對(duì)試塊進(jìn)行室溫拉伸、高溫拉伸、 高溫蠕變及硬度檢測(cè)，結(jié)果如圖2所示。從圖2可 看出，經(jīng)過不同的熱處理制度，材料力學(xué)性能有 明顯差異。從圖2a、b可知，隨著冷卻速度的降 低，Ti150合金強(qiáng)度降低，塑性升高；當(dāng)固溶采用 水冷時(shí)，材料的室溫抗拉強(qiáng)度達(dá)1176MPa、伸長(zhǎng)率8.4%，600℃高溫抗拉強(qiáng)度也高達(dá)763MPa；固溶采 用空冷時(shí)，材料室溫抗拉強(qiáng)度為1027MPa、伸長(zhǎng)率14.1%，600℃高溫抗拉強(qiáng)度降至611MPa。試樣經(jīng) 過蠕變測(cè)試（600℃，150MPa，100h）后的殘余伸 長(zhǎng)率如圖2c所示，從圖2c可知，隨著固溶冷卻速度 降低，抗蠕變能力變差。將每組試塊切取一個(gè)試樣 按圖1a所示位置進(jìn)行硬度檢測(cè)，結(jié)果如圖2d所示。 從圖2d可看出，硬度隨固溶冷卻速度的降低而降 低，水冷時(shí)，試樣表面硬度為383HBW，心部硬度 為349HBW；空冷時(shí)，表面硬度為335HBW，心部 硬度為321HBW，從不同位置硬度還可看出，硬度 從表面向心部逐漸降低。

3.2金相組織觀察

試驗(yàn)材料熱處理后典型的顯微組織如圖3所示。 從圖3可看出，在α相＋β相→β相變點(diǎn)以下25℃時(shí)固 溶，冷卻速度不同的情況下，時(shí)效后的組織形貌均為雙態(tài)組織，在β相轉(zhuǎn)變組織的基體上均勻分布著等 軸初生α相[8]；次生α相由過飽和β相和馬氏體α'相分 解形成，形態(tài)呈片層狀，優(yōu)先從晶界開始析出。不 同的是，隨著冷卻速度的降低，初生α相含量逐漸增 加（從水冷時(shí)的約20%增加到空冷時(shí)的30%），尺 寸也逐漸長(zhǎng)大（水冷時(shí)初生α相直徑為12～18μm， 空冷時(shí)長(zhǎng)大至20～25μm）。而且隨著固溶冷卻速度 的降低，次生α相也明顯增加，片層間距變粗，水 冷時(shí)為極細(xì)的板條，空冷片層逐漸變粗甚至呈短棒狀。

3.3分析討論

相關(guān)研究表明，近α相鈦合金組織轉(zhuǎn)變主要為 擴(kuò)散型固態(tài)相變，轉(zhuǎn)變過程受固溶冷卻速度的影響 較大[9，10]。Ti150合金在α相＋β相→β相變點(diǎn)以下進(jìn) 行高溫固溶時(shí)，保溫一定時(shí)間后，α相和β相逐漸 達(dá)到平衡，合金元素重新分配，在固溶后快速冷卻 時(shí)，初生α相相對(duì)較小，β相轉(zhuǎn)變成過飽和馬氏體α'相越多，后續(xù)的時(shí)效過程中，過飽和馬氏體α'相又 轉(zhuǎn)變?yōu)榇紊料郲11]。由此得出Ti150合金在快速冷卻 時(shí)，合金元素來不及擴(kuò)散，初生α相來不及長(zhǎng)大，次 生α相的長(zhǎng)大過程被抑制，形成不同方向的細(xì)片層 狀，冷卻速度較慢時(shí)則形成粗大的板條或棒狀，板 條尺寸的增加使得位錯(cuò)密度降低，使位錯(cuò)滑移變得 更加容易，從而影響材料的力學(xué)性能。

組織形態(tài)決定了鈦合金性能。從室溫、高溫 拉伸性能看，隨著冷卻速度降低，材料的強(qiáng)度也明 顯降低，塑性增加。這主要是由于在快速冷卻條件 下，原子來不及擴(kuò)散和聚集，初生α相的長(zhǎng)大被抑 制，相應(yīng)的含量略低，次生α相也更細(xì)小，所以強(qiáng)度 高、塑性差；反之，冷卻速度越慢，初生α相含量越 多，次生α相也隨之長(zhǎng)大，合金強(qiáng)度更低[12]。從硬度 檢測(cè)結(jié)果看，冷卻速度越快，硬度越高，而且試樣 不同位置硬度差異非常明顯。這主要是由于合金β相 穩(wěn)定元素含量較少，因此導(dǎo)致材料淬透性較差[13]。 從蠕變性能看，由于固溶冷卻速度越慢，初生α相含 量越多，因此抗蠕變能力也更差[14]。

4、結(jié)束語

1）通過試驗(yàn)研究表明，Ti150合金隨著固溶冷 卻速度的降低，強(qiáng)度和抗蠕變能力逐漸降低，塑性 明顯提高。

2）固溶冷卻速度越低，初生α相的含量略有增 加，尺寸長(zhǎng)大；次生α相也隨著冷卻速度的降低，形 態(tài)由細(xì)小的片層狀變?yōu)榇謼l狀及棒狀。

3）從硬度檢測(cè)情況看，硬度不僅隨著冷卻速度 的降低而降低，而且同一個(gè)試樣從表面到心部硬度 也逐漸降低，說明材料淬透性較差。

4）通過試驗(yàn)研究表明，要得到較高的強(qiáng)度及抗 蠕變能力，Ti150合金固溶后應(yīng)采用水冷比較合適。

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（注，原文標(biāo)題：固溶冷卻方式對(duì)Ti150合金組織及性能的影響）