丁超 ，鄒黎明，劉辛，杭爭(zhēng)翔，吳偉，李潤(rùn)霞

(1. 沈陽(yáng)工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽(yáng) 100870；2. 廣東省科學(xué)院 廣東省材料與加工研究所，廣州 510650)

高溫鈦合金的研究是鈦合金領(lǐng)域中最為重要的方向之一。它主要用于制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)的壓氣機(jī)的盤件、葉片和機(jī)匣等零件，代替鋼或高溫合金，可以較明顯地減輕發(fā)動(dòng)機(jī)的質(zhì)量，提高發(fā)動(dòng)機(jī)的推重比。目前各國(guó)都在研制和開發(fā) 600 ℃高溫鈦合金，如美國(guó)的Ti6242s和Ti-1100，英國(guó)的IMI834和俄羅斯的BT36，中國(guó)的Ti60和Ti600[1?3]合金。Ti600合金是我國(guó)西北有色金屬研究院研制的一種近 α型鈦合金，可以在600~650 ℃溫度下長(zhǎng)時(shí)間使用。目前對(duì)于 Ti600合金的研究重點(diǎn)是熱穩(wěn)定性和蠕變性，制備方法都是采用鑄造加鍛造的方法，其成本高，能耗較大，且容易產(chǎn)生宏觀偏析及微觀偏析，對(duì)合金的力學(xué)性能不利[4]。采用粉末冶金法制備鈦合金，工序簡(jiǎn)單、成本低且不會(huì)產(chǎn)生偏析，越來(lái)越受到關(guān)注[5?6]。目前采用粉末冶金法制備Ti600合金的研究尚沒有報(bào)道，本文作者采用元素粉末混合法制備Ti600合金，有望使合金中元素及稀土相分布更加均勻，從而提高合金的性能。制備過(guò)程為將元素粉末混合均勻后進(jìn)行冷等靜壓成形，然后真空燒結(jié)。燒結(jié)是粉末冶金工藝最重要的一道工序，而燒結(jié)溫度對(duì)合金的組織和性能影響較大，因此研究燒結(jié)溫度對(duì)Ti600合金組織與性能的影響對(duì)后續(xù)的實(shí)驗(yàn)研究具有重要的理論指導(dǎo)意義。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 Ti600合金制備

表1所列為實(shí)驗(yàn)所用原料粉末的純度及粒度。按Ti600合金的名義成分 Ti-6Al-2.8Sn-4Zr-0.5Mo-0.4Si-0.1Y(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)稱量粉末，裝入混料罐，在 V型混料機(jī)上混粉24 h。將混合粉末放入直徑為30 mm、長(zhǎng)度為 180 mm的橡膠包套中，人工振實(shí)后放入LDJ200/1000-300-YS冷等靜壓機(jī)中成形，成形壓力為180 MPa。將成形坯體放入ZRJ-90-16W高真空爐中進(jìn)行燒結(jié)，真空度為 5×10?3Pa，最終燒結(jié)溫度分別為1 100，1 200和1 300 ℃。從室溫以10 ℃/min的速率升到 600 ℃，保溫 1 h，然后以 5 ℃/min的速率升溫到最終燒結(jié)溫度，保溫3 h，隨爐冷卻，得到Ti600合金樣品。

表1 原料粉末性能Table 1 Raw material powder properties

1.2 性能檢測(cè)

在所有Ti600合金樣品的相同位置取各種分析樣品。樣品經(jīng)過(guò)打磨、拋光后，采用 Kroll溶液進(jìn)行腐蝕，腐蝕液由HF，HNO3和H2O按照體積比1:3:7的比例混合而成，腐蝕時(shí)間8 s，采用Leica DM IRM金相顯微鏡觀察合金腐蝕后的顯微組織。采用DNS 200電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)測(cè)量合金的拉伸性能，參照國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T228.1—2010進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，每種狀態(tài)下取3個(gè)試樣進(jìn)行拉伸，取平均值。采用DMI 3000M顯微硬度儀測(cè)定合金的顯微硬度，在室溫下，每個(gè)樣品取 5個(gè)點(diǎn)進(jìn)行測(cè)定，去掉最大值和最小值后取平均值。采用JEOL JXA-8100掃描電鏡及配備的能譜儀觀察與分析合金斷口形貌并確定合金中的元素分布。利用金相照片，采用Mono Measurer軟件和Image-Pro Plus軟件分析合金中相尺寸及相含量。采用 TC-600氧氮儀測(cè)量合金及Ti粉末的氧含量。

2 結(jié)果與分析

2.1 顯微組織與元素分布

圖1(a)所示為Ti600合金的XRD譜，圖1(b)為2θ在35°~41°的XRD譜。從圖1(a)可見合金中存在α-Ti相和β-Ti相，沒有發(fā)現(xiàn)其它合金相，說(shuō)明大部分原子以固溶體的形式存在。β-Ti相衍射峰的強(qiáng)度很低，表明合金中β-Ti相的含量較少。

對(duì)比圖1(b)中相同晶面的衍射峰可知，隨燒結(jié)溫度升高，α-Ti和β-Ti相的晶面衍射峰強(qiáng)度提高，表明合金的結(jié)晶度提高；并且 α-Ti相(100)、(101)和 β-Ti相的(111)晶面的衍射峰都向高角度偏移，根據(jù)布拉格方程 2dsinθ=nλ(式中：d為晶體晶格某方向的晶面間距；θ為衍射角；n為衍射級(jí)數(shù)；λ為X射線波長(zhǎng))可推斷其晶面間距變小。這是由于合金元素 Al屬于 α穩(wěn)定元素，Al的原子半徑(0.1434nm)<α-Ti的原子半徑(0.1445 nm)。Mo屬于 β穩(wěn)定元素，Mo的原子半徑(0.136 3 nm) <β-Ti的原子半徑(0.142 9 nm)，在燒結(jié)過(guò)程中，Al、Mo原子以置換固溶體的形式進(jìn)入Ti原子晶格中，導(dǎo)致 Ti晶格發(fā)生畸變。隨燒結(jié)溫度升高，Al原子向α-Ti相及Mo原子向β-Ti相擴(kuò)散速度增加，Al、Mo原子取代Ti原子的幾率顯著提高，致使晶面間距變小。

圖2所示為不同溫度下燒結(jié)的Ti600合金組織及α、β相形成示意圖。圖中白色層片組織為α-Ti相，黑色長(zhǎng)條為β-Ti相，從圖中看出，溫度對(duì)合金組織的影響較明顯。燒結(jié)溫度為1 100 ℃時(shí)，α層片組織排列雜亂無(wú)章，升高到1 200 ℃時(shí)，α層片開始規(guī)則排列并形成叢束，但這種α叢束所占比例較少，大部分仍然是排列不規(guī)則的 α層片組織。燒結(jié)溫度進(jìn)一步升至1 300 ℃時(shí)，α層片幾乎都形成α叢束，同時(shí)可看到少量初始β晶粒的晶界。

圖1 不同溫度下燒結(jié)的Ti600合金XRD譜Fig.1 XRD patterns of Ti600 alloy sintered at different temperatures(a) 30°?90°; (b) 35°?41°

圖2 不同溫度下燒結(jié)的Ti600合金組織及α、β相形成示意圖Fig.2 Microstructures of Ti600 alloys sintered at different temperatures and schematic of α and β phase formation(a) 1 100 ℃; (b) 1 200 ℃; (c) 1 300 ℃; (d) Schematic of α and β phase formation

燒結(jié)溫度對(duì)合金組織中孔隙形貌影響也比較顯著。燒結(jié)溫度為1 100 ℃時(shí)，合金中分布著較多的細(xì)小孔隙和較大的不規(guī)則孔隙。1 200 ℃時(shí)，細(xì)小的孔隙閉合，大孔隙收縮，孔隙邊界圓滑，出現(xiàn)較多的弧形孔隙。1 300 ℃時(shí)，大孔隙球化，出現(xiàn)較多的近球形孔隙。

α叢束的不同取向較分明，每一組α叢束的形成過(guò)程為：冷卻過(guò)程中，初始的β晶粒向晶內(nèi)生長(zhǎng)，形成α相，最終形成具有規(guī)則排列特點(diǎn)的α叢束，這符合 Burgers 關(guān)系[7?8]：{0001}α∥{110}β，<1120>α∥<111>β，β-Ti晶胞的6個(gè)滑移面和2個(gè)滑移方向?yàn)棣?Ti相提供最多12個(gè)不同的取向，在α/β相變點(diǎn)以上時(shí)合金形成初始的β-Ti相，隨后的冷卻過(guò)程中單個(gè)的α-Ti相按照上述的12種取向形核長(zhǎng)大，并且在單個(gè)晶粒內(nèi)形成不同取向的α叢束，如圖2(d)所示。采用Mono Measurer軟件測(cè)量合金組織中每一組α叢束中的α層片的平均寬度和平均長(zhǎng)度，燒結(jié)溫度為 1 200 ℃時(shí) α叢束中 α層片的平均寬度為 5.82 μm，平均長(zhǎng)度為58.45 μm，燒結(jié)溫度為1 300 ℃時(shí)α叢束中α層片的平均寬度為5.04 μm，平均長(zhǎng)度為161.07 μm，隨燒結(jié)溫度升高，α層片的寬度減小，長(zhǎng)度增加。采用Image-Pro Plus軟件測(cè)量合金中的孔隙以及α-Ti相與β-Ti相所占的面積百分比，如表2所列。可見隨燒結(jié)溫度升高，合金的孔隙度和α-Ti相數(shù)量逐漸減少，β-Ti相數(shù)量逐漸增加。由于溫度升高使得合金中β穩(wěn)定元素向β相擴(kuò)散的速率增加，致使冷卻過(guò)程中保留的β相比例有所增加。

圖3所示為燒結(jié)溫度1 300 ℃下鈦合金的SEM形貌和元素面分布圖。圖3(a)中白色長(zhǎng)條狀組織為β-Ti，灰色層片為α-Ti。從元素面分布圖看出，整體上各元素分布均勻，金屬元素含量越高，密集程度越大，同時(shí)觀察到Mo元素做為β相穩(wěn)定元素主要富集于β相，而Al元素做為α相穩(wěn)定元素主要富集于α相。

表2 不同溫度下燒結(jié)的合金孔隙度及α-Ti相與β-Ti相的面積分?jǐn)?shù)Table 2 Porosity and area fractions of α-Ti and β-Ti phases of alloys sintered at different temperatures

圖3 1 300 ℃燒結(jié)的Ti600合金的SEM形貌與EDS元素分布Fig.3 SEM microstructure and EDS maps of Ti600 alloy sintered at 1 300 ℃(a) SEM microstructure; (b) Ti; (c) Mo; (d) Al; (e) Zr; (f) Al+Zr; (g) Sn; (h) Y; (i) Si

Zr元素一直被認(rèn)為是中性元素，其在α-Ti和β-Ti中均有較大的固溶度[9]。通過(guò)Zr+Al元素面分布圖(圖3(f)所示)觀察到，β相中Al元素濃度較低的區(qū)域完全被Zr元素填充，這說(shuō)明Zr元素主要富集于β相，因此，Zr元素可能是 β相穩(wěn)定元素而不是中性元素。ZHOU 等[10]研究了 Zr含量對(duì) Ti75?xNb25Zrx(x=0~6)合金相轉(zhuǎn)變、組織和性能的影響，發(fā)現(xiàn)Zr含量增加會(huì)降低β相的轉(zhuǎn)變溫度，起到穩(wěn)定β相的作用，這與本實(shí)驗(yàn)中Zr元素主要富集于β相相吻合。合金中的Sn與Y元素分布均勻，從圖中可見Si元素富集于析出物，可能是析出的 Ti5Si3化合物，研究表明[11]Ti600合金中Si元素?zé)o論以固溶狀態(tài)或者析出物狀態(tài)存在，都具有蠕變強(qiáng)化作用。

2.2 密度

圖4所示為燒結(jié)溫度對(duì)Ti600合金密度的影響。由圖可知，合金密度隨燒結(jié)溫度升高而增大。由于燒結(jié)溫度升高，合金中孔隙由不規(guī)則的多角形貌逐漸轉(zhuǎn)變成近球形，多角狀孔隙具有更大的表面積和更多的空位，溫度升高使得原子在孔隙處的空位擴(kuò)散更加活躍，隨著原子進(jìn)一步擴(kuò)散，以及合金中體積擴(kuò)散和晶界擴(kuò)散的進(jìn)一步進(jìn)行，小孔隙逐漸閉合，大孔隙逐漸球化，導(dǎo)致合金中孔隙數(shù)量減少，孔隙尺寸減小，從而使合金的致密度顯著提高。

圖4 不同溫度下燒結(jié)的Ti600合金密度和致密度Fig.4 Density and relative density of Ti600 alloys sintered at different temperatures

2.3 力學(xué)性能

表3所列為燒結(jié)溫度對(duì)Ti600合金維氏硬度和抗拉強(qiáng)度的影響，由表可見合金的力學(xué)性能隨燒結(jié)溫度升高而升高。隨燒結(jié)溫度升高，合金中的孔隙數(shù)量減少，孔隙球化，由 Griffith微裂紋強(qiáng)度理論可知孔隙端部應(yīng)力為[12?13]：

式中：σA為孔隙端部應(yīng)力；σ為外加應(yīng)力；c為孔隙長(zhǎng)度；ρ為孔隙端部的曲率半徑。由式(1)可知，孔隙球化使得c/ρ的值減小，在外加應(yīng)力不變的情況下，孔隙端部的應(yīng)力隨之減小，試樣內(nèi)部裂紋的形成變得困難，所以合金的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率增加。當(dāng)燒結(jié)溫度為1 300 ℃時(shí)，合金的硬度(HV)達(dá)到324.0，抗拉強(qiáng)度為622.6 MPa，伸長(zhǎng)率為5.0%。合金的力學(xué)性能仍然較低，主要是由于冷等靜壓壓制壓力較小，導(dǎo)致壓坯的密度較低，顆粒與顆粒間的間隙較大，燒結(jié)過(guò)程中原子需要擴(kuò)散較遠(yuǎn)的距離，而不同的元素粉末擴(kuò)散速率不同，較難通過(guò)原子擴(kuò)散填補(bǔ)孔隙，因此燒結(jié)溫度升高對(duì)合金致密度的提高有一定的局限，而致密度對(duì)粉末冶金鈦合金力學(xué)性能有較大影響，可通過(guò)熱鍛等變形加工手段進(jìn)一步提高粉末鈦合金的致密度。

另外，當(dāng)鈦合金中的氧含量>0.33%時(shí)，合金的延展性降低[14]。表4所列為原料鈦粉及粉末冶金Ti600合金的氧含量。從表可見，鈦合金的氧含量最高為0.50%，但對(duì)比鈦粉的氧含量，燒結(jié)后合金中的氧含量?jī)H提高0.08%，說(shuō)明鈦合金中的氧基本來(lái)源于鈦粉。同時(shí)燒結(jié)溫度對(duì)鈦合金氧含量的影響不大。因此對(duì)于粉末冶金鈦合金，其氧含量主要由原始鈦粉的氧含量決定。

表3 燒結(jié)溫度對(duì)Ti600合金力學(xué)性能的影響Table 3 Effect of sintering temperature on mechanical properties of Ti600 alloy

表4 鈦粉及不同溫度下真空燒結(jié)的Ti600合金氧含量Table 4 Oxygen content of titanium powder and Ti600 alloy sintered at different temperatures (mass fraction, %)

圖5 不同燒結(jié)溫度下的Ti600合金拉伸斷口SEM形貌Fig.5 Tensile fracture surface SEM morphologies of Ti600 alloy sintered at different temperatures(a) 1 100 ℃; (b) 1 200 ℃; (c), (d) 1 300 ℃

圖 5所示為不同溫度下燒結(jié)的合金拉伸斷口形貌。從圖 5(a)觀察到 1 100 ℃燒結(jié)的合金存在較多孔隙，斷裂方式主要為沿晶斷裂，斷口存在很多層片狀的晶粒，抗拉強(qiáng)度很低。燒結(jié)溫度為 1 200 ℃時(shí)，孔隙數(shù)量減小，拉伸斷口出現(xiàn)解理面，同時(shí)解理面上有細(xì)而短的放射狀條紋，為較薄的α層片。燒結(jié)溫度為1 300 ℃時(shí)，合金斷裂方式仍為沿晶斷裂，斷口中解離面較多，并出現(xiàn)相對(duì)獨(dú)立的韌窩，對(duì)應(yīng)合金力學(xué)性能的提高。同時(shí)觀察到解理面上出現(xiàn)長(zhǎng)條狀的斷面，見圖5(d)箭頭A，這些長(zhǎng)條狀斷面與合金顯微組織中的α層片相對(duì)應(yīng)，由此可知合金斷裂是沿α層片進(jìn)行的。在韌窩中發(fā)現(xiàn)有斷裂后脫落的白色顆粒，見圖5(d)箭頭B，該顆?？赡転橄⊥裂趸颵2O3。

3 結(jié)論

1) 燒結(jié)溫度對(duì)粉末冶金Ti600合金的組織影響顯著。燒結(jié)溫度為1 100 ℃時(shí)，合金中α層片組織雜亂無(wú)章；燒結(jié)溫度為1 200 ℃時(shí)，α層片組織開始規(guī)則排列，形成α叢束；燒結(jié)溫度升高到1 300 ℃時(shí)，合金中的α層片組織基本都變成α叢束。

2) 隨燒結(jié)溫度升高，α叢束中α層片的寬度減小，長(zhǎng)度增加，α-Ti相和孔隙數(shù)量減少，β-Ti相數(shù)量增加。Zr元素和Mo元素固溶于β-Ti相，Al元素固溶于α-Ti相，Si元素富集于析出物，Sn、Y元素分布均勻。

3) 燒結(jié)溫度升高可提高鈦合金的致密度與力學(xué)性能。在600 ℃保溫1 h然后升溫到1 300 ℃保溫3 h后，合金中的孔隙較少并球化，致密度達(dá)到 92.8%，維氏硬度(HV)達(dá)到324.0，抗拉強(qiáng)度達(dá)到622.6 MPa，伸長(zhǎng)率為5.0%。