李 聰，丁智力，黃 燦，周立波，陳 維，陳 薦

(長沙理工大學能源與動力工程學院，長沙 410114)

0 引 言

鈦合金由于其優(yōu)異的耐腐蝕性、較高的比強度、較低的密度以及良好的生物相容性和易成型性等特點，廣泛應用于航空航天、化工、生物醫(yī)學等領域[1-2]。汽輪機葉片在高溫環(huán)境下容易發(fā)生氧化腐蝕、磨損腐蝕和蠕變破壞，因此其材料性能很大程度上決定了汽輪機的發(fā)電效率。目前，Ti-6Al-4V鈦合金(TC4鈦合金)是國內(nèi)外使用最多的末級葉片用鈦合金，但其欠佳的加工性能阻礙了該合金的進一步發(fā)展。Ti-4.5Al-3V-2Mo-2Fe鈦合金(SP-700鈦合金)作為一種新型α+β型鈦合金，是在Ti-6Al-4V合金化學成分基礎上添加了鉬和鐵2種β相穩(wěn)定化元素，降低了鋁、釩2種元素含量而開發(fā)出來的，該合金的超塑性、耐腐蝕性、強度、韌性較Ti-6Al-4V合金都有所提高[3]，有希望替代Ti-6Al-4V合金成為汽輪機葉片材料；但是由于成果的保密，在國際上公開發(fā)表的SP-700鈦合金相關研究報道很少，國內(nèi)對該合金正處在研究和初步生產(chǎn)階段。因此，積極開展新型SP-700鈦合金葉片的前瞻性研究成為目前我國汽輪機行業(yè)的迫切任務之一。

改變固溶和時效熱處理工藝能夠?qū)︹伜辖鸬娘@微組織與力學性能進行調(diào)控，熱處理參數(shù)如固溶溫度、固溶時間、時效溫度、時效時間等對鈦合金的顯微組織和力學性能具有重要影響[4-7]?，F(xiàn)階段有關SP-700鈦合金熱處理工藝的研究主要集中在β/(α+β)相變點以下溫度熱處理后的組織和性能方面，例如：王新等[8]研究了SP-700鈦合金在740～900 ℃固溶處理后的顯微組織與強度變化規(guī)律；TAKEDA等[9]研究了SP-700鈦合金在810～870 ℃固溶處理時初生α相體積分數(shù)和平均直徑與固溶溫度的關系；GUNAWARMAN等[10]研究了SP-700鈦合金在830～900 ℃固溶處理時初生α相體積分數(shù)與斷裂韌性的關系；王悔改等[11]發(fā)現(xiàn)SP-700鈦合金在相變點以下進行多重固溶、時效處理后，具有很好的塑韌性。更高溫度的固溶處理及其相應的時效處理，對鈦合金顯微組織更大范圍的調(diào)控及加工制造成型性能有著重要影響，然而目前有關SP-700鈦合金在相變點以上溫度進行固溶以及后續(xù)時效處理的相關研究較少。因此，作者對SP-700鈦合金進行相變點以上溫度固溶處理后再進行相變點以下(α+β)相區(qū)固溶處理以及β相區(qū)固溶+單級和雙級時效處理，研究了不同工藝下SP-700鈦合金的組織、硬度和壓縮性能，為SP-700鈦合金在汽輪機葉片上的應用提供一定的理論依據(jù)。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為直徑5 cm的SP-700鈦合金棒，由中國科學院金屬研究所熔煉與加工而成，其化學成分如表1所示，初始顯微組織如圖1(a)所示，可知其初始組織主要由白色區(qū)域的條狀α相和黑色區(qū)域的β相組成，其中條狀α相的數(shù)量較多、分布較均勻。通過金相法測得其β/(α+β)相轉變溫度約為940 ℃。SP-700鈦合金在1 000 ℃淬火后的顯微組織如圖1(b)所示，由于在相變溫度以上進行淬火，因此其顯微組織主要由針狀馬氏體組成。采用線切割方法從SP-700鈦合金棒上切取尺寸為φ4 mm×7 mm的圓柱體試樣，在被惰性氣體保護的電阻爐中進行進行固溶、時效處理。將SP-700鈦合金在β相區(qū)1 000 ℃固溶15 min后，降溫至(α+β)相區(qū)進行不同時間和溫度下的固溶處理以及不同溫度和時間的單級時效處理和雙級時效處理，具體熱處理制度如下：(1)不同固溶時間的(α+β)相區(qū)固溶處理，即β相區(qū)固溶處理后以10 ℃·s-1的速率冷卻到(α+β)相區(qū)850 ℃，分別進行3，5，7，10 min的保溫，然后淬火至室溫；(2)不同固溶溫度的(α+β)相區(qū)固溶處理，即β相區(qū)固溶處理后以10 ℃·s-1的速率分別冷卻到(α+β)相區(qū)的650，700，750，850，900 ℃并保溫5 min，然后淬火至室溫；(3)β相區(qū)固溶+單級時效處理，即先在β相區(qū)1 000 ℃固溶保溫15 min，淬火至室溫，隨后加熱至370，500，650 ℃分別進行15，90 min的時效處理；(4)β相區(qū)固溶+雙級時效熱處理，即先在β相區(qū)1 000 ℃固溶保溫15 min，淬火至室溫，隨后加熱至280 ℃低溫預時效45 min，淬火至室溫，再加熱至370，500，650 ℃分別進行15，90 min的第二級時效處理。

圖1 初始態(tài)和1 000 ℃淬火態(tài)SP-700鈦合金的顯微組織

表1 SP-700鈦合金的化學成分

對不同固溶、時效處理后的圓柱體試樣進行鑲樣、打磨、拋光，采用Kroll試劑(3 mL HF+6 mL HNO3+100 mL H2O)腐蝕后，用OLYMPUS PMG3型倒置式光學顯微鏡觀察顯微組織；采用Image J圖像分析軟件，通過圖像法測量α相的體積分數(shù)，每個試樣分別取倍數(shù)相同的5張照片進行統(tǒng)計。采用MVT-1000A型維氏硬度計測顯微硬度，載荷為1.96 N，保載時間為10 s，測3次取平均值。采用Gleeble 1500型熱模擬試驗機對試樣進行室溫壓縮試驗，壓縮應變速率為10-3s-1，相同熱處理條件下測3個平行試樣。

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織

2.1.1 (α+β)相區(qū)相同溫度固溶不同時間后的組織

由圖2可知：試驗合金在(α+β)相區(qū)(850 ℃)保溫3 min固溶處理后，其顯微組織主要由塊狀α相、條狀α相及β相組成；當保溫時間延長到5 min時，塊狀α相溶解，尺寸減小，這是因為在α/β界面處存在Burgers取向關系，α相會分段溶解形成更加細小的組織[12]；當固溶時間延長到7 min時，塊狀α相繼續(xù)分解為細小的條狀α相；隨著固溶時間延長到10 min，條狀α相長大。文獻[13]中也發(fā)現(xiàn)了相同的結果，α相在(α+β)相區(qū)固溶時會先溶解成形貌較小的α相，隨后分解形成細小的條狀α相，條狀α相隨固溶時間的延長繼續(xù)長大。由圖3可以看出，在(α+β)相區(qū)固溶處理過程中，試驗合金中α相體積分數(shù)隨著固溶時間的延長呈略微增大趨勢，但由于(α+β)相區(qū)固溶時間很短，因此其體積分數(shù)相差不大。

圖2 (α+β)相區(qū)同一溫度固溶不同時間后試驗合金的顯微組織

圖3 (α+β)相區(qū)相同溫度固溶后試驗合金α相體積分數(shù)隨固溶時間的變化曲線

2.1.2 (α+β)相區(qū)不同溫度固溶相同時間后的組織

由圖4可以看出：當固溶溫度為650 ℃時，固溶5 min后試驗合金的顯微組織主要由塊狀α相、條狀α相及β相組成，該固溶溫度在相變點以下，β相分解得到大量的α相組織；當固溶溫度為700 ℃時，顯微組織呈網(wǎng)籃狀，在β相中形成了條狀α相，條狀α相較細小，β相晶粒之間的α相晶界變得明顯，條狀α相平行于晶界生長；750 ℃固溶時的顯微組織與700 ℃固溶時類似，都為網(wǎng)籃結構，但750 ℃下的顯微組織更為細化且β相晶粒尺寸增大，β相晶粒尺寸的增大是由于β相在較高的固溶溫度下有較高的擴散速率引起的[14]；當固溶溫度為850 ℃時，條狀α相減少，出現(xiàn)了塊狀α相，這是因為在較短的固溶時間及較高的固溶溫度下，原子的擴散能力增強，相邊界會發(fā)生遷移，而為了降低能量相邊界會朝著晶粒的曲率中心移動，從而導致α相的塊狀化[15]；當固溶溫度達到900 ℃時，α相晶界連續(xù)，組織中析出交錯分布的細小條狀α相，塊狀α相的尺寸變大。α相通過長大來降低因α相和β相的相界面增多而產(chǎn)生的界面能[16];交錯分布的細小條狀α相的析出是因為隨著(α+β)相區(qū)固溶溫度的升高，在α相向β相轉變過程中合金元素的再分配使得β相中的β相穩(wěn)定元素含量降低而導致的[17]。由圖5可以看出，隨著固溶溫度的升高，(α+β)相區(qū)固溶處理后試驗合金中α相的體積分數(shù)減小，這說明在相變溫度以下進行固溶時，溫度越低越有利于α相的析出。

圖4 (α+β)相區(qū)不同溫度固溶相同時間后試驗合金的顯微組織

圖5 (α+β)相區(qū)固溶相同時間后試驗合金α相體積分數(shù)隨固溶溫度的變化曲線

2.1.3 單級時效處理后的組織

由圖6可以看出，經(jīng)β相區(qū)固溶+單級時效處理后試驗合金的顯微組織基本均由針狀馬氏體、少量α相和β相組成，這是因為時效處理可使高溫固溶快速冷卻保留的亞穩(wěn)β相或馬氏體相繼續(xù)分解。鈦合金中α相的形態(tài)和數(shù)量與時效過程緊密相關[12]。當時效溫度為370 ℃時，析出的針狀α相呈彌散分布；隨著時效溫度升高至500 ℃，馬氏體相的分解相變發(fā)生得更快，α相明顯增多，相較于之前的馬氏體相，新析出的α相明顯細化，尤其是當時效時間延長至90 min后，彌散度也較高；當時效溫度達到650 ℃時，組織中有明顯的β晶界出現(xiàn)，隨著時效時間的延長，析出的針狀α相通過相界的遷移發(fā)生合并粗化，β轉變組織由灰白色逐漸轉變?yōu)闇\黑色，同時β晶界越來越明顯。

圖6 不同溫度和時間單級時效處理后試驗合金的顯微組織

2.1.4 雙級時效處理的組織

由圖7可以看出，β相區(qū)固溶處理的試驗合金在雙級時效過程中低溫預時效后的顯微組織主要由β相、彌散分布的細小α相及針狀馬氏體組成。

圖7 雙級時效中低溫預時效處理后試驗合金的顯微組織

由圖8可以看出，β相區(qū)固溶的試驗合金經(jīng)雙級時效處理后的顯微組織與單級時效處理的組織類似，主要是針狀馬氏體、α相和β相組成，但其組織更加均勻，這是因為低溫預時效可使試驗合金獲得高密度且均勻成核的G.P.區(qū)(溶質(zhì)元素富集區(qū))，并成為沉淀相的核心，從而使組織的均勻性提高[18]。當時效時間為15 min時，隨著時效溫度的升高，α相的析出量增多，且當時效溫度為650 ℃時，β晶界處析出了明顯的α相；這說明在時效溫度較高時，亞穩(wěn)β相更容易在β晶界、α/β相界等位置析出α相。當時效時間為90 min時，在不同的時效溫度下均觀察到了明顯的β晶界，且α相含量比時效時間為15 min時高，這是由于隨著時效時間的延長，亞穩(wěn)β相進一步分解析出了α相所致。

圖8 不同溫度和時間雙級時效處理后試驗合金的顯微組織

2.2 顯微硬度

由圖9可以看出，β相區(qū)固溶處理的試驗合金經(jīng)(α+β)相區(qū)固溶處理后的硬度隨著固溶時間的延長呈先升高后降低的趨勢，當固溶時間由3 min延長至7 min時，合金中硬度較高的α相體積分數(shù)增大[19-20]，因此合金的硬度升高，但β當相區(qū)固溶時間延長至10 min時，條狀α相的粗化導致晶界比例減少，導致更易發(fā)生位錯滑移，因此顯微硬度降低[21]。(α+β)相區(qū)固溶處理的試驗合金的硬度隨著固溶溫度的升高呈先降低后升高的趨勢；當固溶溫度由650 ℃升高至700 ℃時，合金中的α相體積分數(shù)減少，因此硬度降低；當固溶溫度升高至750 ℃時，網(wǎng)籃狀組織細化，因此顯微硬度升高[19]；隨著固溶溫度繼續(xù)升高至900 ℃，組織中析出交錯分布的細小條狀α相，導致位錯堆積，從而提高了合金的硬度。隨著時效溫度的升高，β相區(qū)固溶+單級時效處理后試驗合金的硬度呈先升高后降低的趨勢；當時效溫度由370 ℃升高至500 ℃時，馬氏體相分解為硬度更高的α相，因此合金硬度升高；但是過高的時效溫度有利于β相的析出，因此隨著時效溫度的繼續(xù)升高，合金硬度下降。時效時間為15 min時，單級時效處理后試驗合金的硬度高于時效時間為90 min時，這可能是由于時效時間的延長使得析出組織粗化所致。雙級時效處理后試驗合金的硬度變化趨勢與單級時效相似，但在雙級時效中，相同溫度時效15 min和90 min后試驗合金的硬度相差不大，這說明經(jīng)過低溫預時效處理后，時效時間對硬度的影響不大。

圖9 不同固溶和時效工藝處理后試驗合金的硬度變化曲線

2.3 壓縮性能

由圖10可以看出，隨著固溶時間的延長，(α+β)相區(qū)固溶后試驗合金的屈服強度和抗壓強度整體呈增大趨勢。研究[22]表明，具有密排六方結構的α相比具有體心立方結構的β相具有更高的變形抗力，隨著固溶時間的延長，α相的體積分數(shù)增多，因此合金的強度增大。隨著固溶時間的延長，(α+β)相區(qū)固溶后試驗合金的斷裂應變減小，這是由于當固溶時間為3～5 min時，組織中的塊狀α相有較多滑移系，在塑性變形過程中位錯易滑移，而當固溶時間為7～10 min時，組織中的條狀α相會阻礙位錯滑移，導致相界面產(chǎn)生嚴重的應力集中，造成塑性變形能力下降[18]，因此斷裂應變較低。對比發(fā)現(xiàn)，850 ℃固溶5 min時的試驗合金具有較好的強塑性匹配。

圖10 (α+β)相區(qū)相同溫度固溶后試驗合金的壓縮性能隨固溶時間的變化曲線

由圖11可以看出，隨著固溶溫度的升高，(α+β)相區(qū)固溶處理后試驗合金的屈服強度和抗壓強度先減小后增大，斷裂應變呈先減小后增大再減小的趨勢。當固溶溫度由650 ℃升高到700 ℃時，結合圖4可以看出，α相體積分數(shù)的減少，尤其是塊狀α相的減少，使得強度有所下降，此外多形態(tài)α相的組合變?yōu)榫W(wǎng)籃狀組織，使得斷裂應變有所減小；但是隨著固溶溫度的繼續(xù)升高，雖然α相體積分數(shù)繼續(xù)減少，但組織中塊狀α相重新形成，多形態(tài)α相逐漸形成，從而使得合金強度與塑性都有所升高。當固溶溫度為900 ℃時，可能是由于β基體在最后的淬火過程中析出了大量脆性ω相，合金整體協(xié)調(diào)變形能力受到阻礙[23]，導致合金的強度增大、塑性降低。對比發(fā)現(xiàn)，在固溶時間為5 min條件下，當固溶溫度為650 ℃時，試驗合金具有較好的強塑性匹配。

圖11 (α+β)相區(qū)固溶相同時間后試驗合金的壓縮性能隨固溶溫度的變化曲線

由圖12可以看出：在相同時效時間下，單級時效處理后試驗合金的屈服強度和抗壓強度隨時效溫度的升高呈先增大后減小的趨勢，斷裂應變呈增大趨勢；在相同時效溫度下，時效時間越長，馬氏體相分解發(fā)生得越徹底，合金的強度和斷裂應變越大。細小、彌散度大的α相具有很強的強化效果[12]，因此500 ℃時效后的合金強度最高。隨著時效溫度的升高，由馬氏體分解而來的α相有所粗化，合金強度有所下降，而更高的溫度使得整個合金中β相增多，體心立方結構β相的增多可增加金屬滑移的可能性，提高塑性變形能力[24]。對比發(fā)現(xiàn)，在時效時間為90 min和時效溫度為650 ℃條件下，單級時效處理的試驗合金具有較好的強塑性匹配。

圖12 不同時效時間單級時效處理后試驗合金的壓縮性能隨時效溫度的變化曲線

由圖13結合圖12可以看出，雙級時效處理后試驗合金強度的變化趨勢與單級時效處理的變化趨勢基本一致，且90 min時效時間下斷裂應變的變化趨勢也與單級時效一致，但是15 min時效時間下雙級時效處理后斷裂應變呈先減小后增大的趨勢。與單級時效處理相比，雙級時效處理后合金的強度整體得到了提升，15 min時效時間下的斷裂應變增大，這是由于雙級時效所析出的α相更為細小而均勻；而90 min時效時間下由于晶界α相的析出，其斷裂應變略微減小，這與前面提到的α相的析出量密切相關。對比發(fā)現(xiàn)，在時效時間為15 min、時效溫度為650 ℃條件下，雙級時效處理的試驗合金具有較好的強塑性匹配。

圖13 不同時效時間雙級時效處理后試驗合金的壓縮性能隨時效溫度的變化曲線

3 結 論

(1)將β相區(qū)固溶處理的SP-700鈦合金降溫至(α+β)相區(qū)(850 ℃)固溶處理后，其α相的體積分數(shù)隨固溶時間的延長而逐漸增加，當固溶時間為5 min時，該合金可以獲得良好的強塑性匹配；而在相同固溶時間(5 min)下，α相的體積分數(shù)隨著固溶溫度的升高而減小，當固溶溫度為650 ℃時，該合金可以獲得良好的強塑性匹配。

(2)經(jīng)β相區(qū)固溶+單級/雙級時效處理后，SP-700鈦合金基本由β相、α相以及針狀馬氏體組成。在時效溫度為650 ℃、時效時間為90 min下單級時效處理后，合金具有較好的強塑性匹配；在時效溫度為650 ℃、時效時間為15 min下雙級時效處理后，合金具有較好的強塑性匹配。

(3)在850 ℃下固溶時，SP-700鈦合金的硬度隨固溶時間的延長先升高后降低；在固溶時間5 min下，合金的硬度隨固溶溫度的升高先降低再升高。β相區(qū)固溶+單級/雙級時效處理后，合金的硬度均隨時效溫度的升高呈先升高后降低的趨勢，并均在500 ℃時效溫度時達到最高值。