引言

鈦合金密度小、比強度高、耐腐蝕性和熱強性好，是航空航天中的重要結構材料[1]，在飛機上主要用 于機身骨架、蒙皮、起落架、桁條、隔熱罩和殼體等的制造。同時，由于鈦合金具有良好的高溫性能，600 ℃以下鈦合金在比強度、比蠕變強度和比疲勞強度方面較結構鋼、鋁合金以及鎳基高溫合金優勢明顯，以鈦 替代鎳，可在保持同等強度的條件下，減重70％且服役性能良好，因此鈦合金在航空發動 機的耐高溫部位中也有著相當大的應用潛力[2-6]。近年來，隨著航空航天事業的迅猛發展，特別是航空發 動機的發展，對鈦合金材料的需求量也在急劇增加。為了提高航空發動機的推重比，鈦合金被越來越多地應 用到壓氣機部件的制造中，對于一臺先進的發動機，高溫鈦合金和鈦合金的用量已分別占發動機總結構質量 的55％～65％和25％～40％[7]。航空發動機性能的不斷提升對高溫鈦合金的使用溫度提出了更高的 要求，對600℃以上的高溫鈦合金的研發迫在眉睫[8-10]。

本文綜述了國內外600℃及600℃以上近α型高溫鈦合金的發展現狀，指出了限制高溫鈦合金向更高溫 度發展的困難并提出了可能的解決方法，重點從控制α2相析出大小、形態和含量以及改善熱加工工藝的角 度對高溫鈦合金的發展進行了展望。

1、國內外高溫鈦合金的發展現狀

1.1國外高溫鈦合金的發展現狀

熱強性與熱穩定性是限制高溫鈦合金發展的一對主要矛盾[11]。經過60多年的不斷優化，鈦合金的長時 使用溫度已有了較大的提升[6]。早在1954年美國研制出了第一種實用高溫鈦合金Ti6Al4Ｖ，其長 期使用溫度為300～350℃，該合金兼具α＋β兩相特征，具有高的熱強性、塑性、韌性、成形性、焊接 性、耐腐蝕性以及良好的生物相容性，被廣泛使用[1，12-14]。隨后其他各國相繼研究 出使用溫度高達400℃的IMI550、BT3-1等合金，450～500℃的IMI679、IMI6 85、Ti-6246等合金，500～550℃的Ti-6242S、IMI685、IMI829、BT25、Ｂ Ｔ18Ｙ等合金[15-19]。自20世紀80年代以來，為滿足發動機用材的需求，600℃高溫鈦合金相繼問世 ，典型的代表有英國的IMI834、美國的Ti1100以及俄羅斯的BT36合金[7，20]。

IMI834是由英國的ＩＭＴ鈦公司和ＲｏｌｌS-Ｒｏｙｃｅ公司在1984年聯合開發的一種 600℃近α型鈦合金，它也是國際上出現的首個使用溫度可達600℃的高溫鈦合金，名義成分為Ti-5. 8Al-4Sn-3.5Zr-0.7Ｎｂ-0.5Mo-0.35Sｉ-0.06Ｃ，含0.5％的Mo和0. 7％的Ｎｂ，這兩種合金元素的加入可最大限度地提高合金的強度，且能保持較高的熱穩定性[21]。0.06 ％Ｃ的加入擴大了兩相區加工窗口。該合金使用的最佳組織形態為雙態組織，在雙態組織下，熱強性與熱 穩定性匹配良好[22]。

Ti1100合金是美國于1988年在Ti-6542S鈦合金的基礎上通過調整Al、Sn、Mo和 Sｉ的含量而研制出的一種使用溫度達600℃的近α型高溫鈦合金，名義成分為Ti-6Ａ ｌ-2.75Sn-4Zr-0.4Mo-0.45Sｉ，合金中Ｏ的質量分數低于0.07％、Ｆｅ的質量 分數低于0.02％[23]。高溫鈦合金中低的氧含量有助于提高合金的蠕變性能和熱穩定性。鐵在鈦合金中的 擴散速率很大，因此合金中鐵的含量對其蠕變性能的影響較大，為避免蠕變抗力下降，應盡量 降低合金中的鐵含量。除此之外，Ti1100合金還具有較高的斷裂韌性和低的疲勞裂紋擴展速率[9]。據了 解，Ti1100合金現已用于制造萊康明公司的Ｔ552-712改型發動機的高壓壓氣機輪盤和低壓渦輪葉片 等零件[23]。

BT36合金是俄羅斯研究者于1992年在BT18Ｙ的基礎上用5％Ｗ代替1％Ｎｂ開發出來的，名 義成分為Ti-6.2Al-2Sn-3.6Zr-0.7Mo-0. 1Ｙ-5.0Ｗ-0.15Sｉ。5％Ｗ的加入顯著提高了合金的熱強性，0.1％Ｙ的加入細化了合金的 原始晶粒，改善了合金的工藝塑性，提高了合金的熱穩定性[24]。

目前，上述三種合金在發動機上均得到了實際應用，主要用作壓氣機盤件和機閘等[25]。總體來說， 美國研發高溫鈦合金的思路主要是將多元合金化和組織調控相結合，通過調整合金元素的種類和含量以及熱 處理制度來兼顧合金高的疲勞強度和蠕變強度，使其在高溫下能實現熱強性與熱穩定性的最佳匹配。英國的 研發思路主要是依靠α相的固溶強 化來提高合金的蠕變強度，有別于美國[26]。而俄羅斯對高溫鈦合金的研究較為成熟，現已形成了 一套完整的鈦合金體系[25]。早期俄羅斯研發的高溫鈦合金中除加入合金元 素Al、Mo、Sｉ外，還加入有共析型β穩定元素Ｃｒ、Ｆｅ來強化α和β相。但通過進一步研究發 現，Ｆｅ雖然是最強的β穩定元素之一，但它的加入會影響高溫鈦合金的熱穩定性，且熔煉時易產生偏析， 所以逐漸減少了對Ｆｅ的使用[27]。目前，能穩定應用于航空發動機上的鈦合金的使用溫度仍不超過600 ℃，若高于600℃，合金的蠕變抗力和高溫抗氧化性則急劇下降，這成為限制鈦合金向更高溫度發展的兩大 障礙。

1.2國內高溫鈦合金的發展現狀

我國高溫鈦合金的研發工作起步較晚，前期以仿制為主[6]。經過長時間的摸索，終于在近年逐步形成 了以添加稀土元素為特色的近α型高溫鈦合金體系[28]。其中典型的長時使用溫度達600℃的高溫鈦合金 有Ti60、Ti600和ＴＧ6，600℃以上的有Ti65。目前國內對600℃以上的高溫鈦合金的研究多集 中在高溫短時應用方面，典型的有Ti750高溫鈦合金。

Ti60是中科院金屬研究所和寶鈦集團在Ti55基礎上改型設計的一種添加稀土元素Ｎｄ的600℃ 高溫鈦合金，名義成分為Ti-5.6Al-4.8Sn-2.0Zr-1.0Mo-1.0Ｎｄ-0.35Sｉ，相變點為1045℃[29]。為進一步提升熱強性，Ti 60合金中添加了更高含量的Al、Sｉ、Sn等合金元素。加入1％的稀土元素Ｎｄ后，Ti60合金組織 細化且抗氧化能力提高。一方面，稀土元素的內氧化作用使合金形成富含Ｎｄ、Sn和Ｏ的稀土氧化物 相，在凈化基體的同時改善了合金的熱穩定性。另一方面，彌散析出的稀土氧化物粒子的熱膨脹系數不同于 基體，冷卻時易在周圍形成位錯環進一步強化基體[30]。目前，Ti60可用于生產大小規格棒材、薄板、 盤狀鍛件等半成品。對要求長壽命、高質量的Ti60盤鍛件，推薦采用固溶時效的熱處理制度，以 實現熱強性與熱穩定性的良好匹配[31]。

Ti600是西北有色金屬研究院在Ti1100基礎上自主研發的一種可用作航空發動機600℃下零部件使 用的添加稀土元素Ｙ的近α型高溫鈦合金。其名義成分為Ti-6.0Al-2.8Sn-4 .0Zr-0.4Mo-0.45Sｉ-0.1Ｙ，相變點為1010～1015℃。

Ti600的室溫、高溫力學性能與國內外其他600℃的高溫鈦合金（IMI834、Ti1100、BT36 ）相當，蠕變性能較其他合金優勢明顯，在600℃／150ＭＰａ應力加載條件下，合金經過100ｈ蠕變后， 其殘余變形量僅為0.06％～0.10％，焊接性能良好。目前Ti600合金的生產已達到工業化規模，產品 形式主要有棒材、板材及小規格鍛件、閥件等[20，32]。

2000年北京航空材料研究院研制開發了ＴＧ6，與傳統的近α型高溫鈦合金不同，ＴＧ6中 不含Mo，Sｉ含量較IMI834有所提高，并添加有1.5％的弱β穩定元素Ｔａ[33]。其名義 成分為Ti-5.8Al-4.0Sn-4.0Zr-0.4Sｉ-0.7Ｎｂ-1.5Ｔａ-0.06Ｃ，相變 點為1050℃。Sｉ含量的增加進一步提高了合金的蠕變抗力，1.5％Ｔａ的加入在提高合金強度的同時 改善了其加工性能[34-35]。目前該合金可用于600℃以下的航空發動機壓氣機部件 [36-37]。

2007年后，中科院金屬研究所、寶鈦集團和北京航空材料研究院合作開發了一種十組元短時使用溫度 可達750℃、長時使用溫度可達650℃的近α型高溫鈦合金，暫定牌號為Ti65，名義成分為Ｔ ｉ-5.9Al-4Sn-3.5Zr-0.3Mo-0.3Ｎｂ-2.0Ｔａ-0.4Sｉ-1.0Ｗ-0.05 Ｃ，相變點為（1050±15）℃。相比Ti60，Ti65合金中Sn、Zr含量有所下降，Ｔａ和 Ｗ的加入有效改善了合金的蠕變抗性和持久性能，0.05％Ｃ的加入則擴大了兩相區加工工藝窗口，降低 了初生α相含量隨溫度的變化速率，將初生α相體積分數控制在5％～25％，實現了強度、 韌性、蠕變和疲勞性能的最佳匹配。與IMI834、Ti6242、IMI829相比，Ti65在650℃下 具有更高的熱強性和抗氧化性。目前該合金仍處于研發階段，半成品主要有鑄件、鍛件、棒材和板材。可用 于制備航空發動機的葉片和盤類零部件[30，33]。

2009年航天三院通過改進傳統鈦合金得到了一種新型近α型高溫鈦合金Ti750。該合金中含有較 高含量的α2相，短時使用溫度可達750℃，是目前我國使用溫度最高的高溫鈦合金。其名義成分為Ｔ ｉ-6Al-4Sn-9Zr-1.21Ｎｂ-1.6Ｗ-0.3Sｉ，相變點為1000℃。Ｗ元素的加入提高了 合金的高溫性能，元素Sｉ強化了α相，提高了合金的蠕變抗性，Ｎｂ和Zr的加入改善了合金的加工性 能，但Ti750中Al含量較高，時效或高溫使用下會有一定量的有序相Ti3Ｘ（Al、Sn等）析 出，通過調整熱處理工藝來調控脆性相析出量及分布，可在保證合金良好塑性的同時提高其高溫強度[38 -39]。

各國典型的600℃及600℃以上高溫鈦合金匯總如表1各國典型的600℃及600℃以上高溫鈦合金力學性 能匯總如表2、表3和表4所示。

由表2和表3可以看出，國內自主研發的600℃高溫鈦合金的性能基本與國外幾種典型的高溫鈦合金性 能相當，甚至一些性能指標高于國外合金。Ti60、Ti600的屈服和抗拉強度均高于國外600℃高溫鈦合 金，且蠕變抗性良好。表4為直徑為30ｍｍ的650℃高溫鈦合金Ti65棒材的力學性能測試結果。對比 發現，650℃高溫鈦合金的室溫抗拉、屈服強度增加了幾十兆帕，塑性略微下降，高溫強度相比600℃高 溫鈦合金有所下降。這表明了高溫鈦合金使用溫度超過600℃，熱穩定性有所下降，熱強性與熱穩定性匹配 困難。

2、限制高溫鈦合金發展的原因及可能的解決方法

航空航天工業的不斷發展對高溫鈦合金的性能提出了越來越高的要求，既要滿足高的強度指標，同時也 要求鈦合金在高溫長時暴露下能保持良好的塑性和韌性。從最初英國的ＩＭＴ鈦公司和ＲｏｌｌS-Ｒｏ ｙｃｅ公司研發的第一個600℃高溫鈦合金IMI834到現今近30多年的時間里，國際上仍未有成熟穩 定的600℃以上高溫鈦合金出現。其主要原因有兩點：（1）600℃以上的使用溫度下高溫鈦合金難以實現 有效強化及強韌性的匹配[42-44]。傳統的Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Sｉ系高溫鈦合金為了實 現固溶強化的最大化，在合金中加入了較高含量的Al、Sn、Zr、Sｉ等合金元素，這些合金元素的 加入在實現強化的同時往往會帶來不同程度的負面影響。Al在鈦合金中是一種強的α穩定元素，在α相 中有著較高的溶解度，通過形成置換固溶體可實現固溶強化，但當Al含量超過8％后，鈦合金在高溫長 時使用過程中將更易析出α2脆性相，在塑性變形過程中，位錯切過α2相將破壞原有有序結構而產生反 相疇界，阻礙位錯的進一步滑移，同時，析出的α2相會促進位錯的平面滑移，抑制交滑移，引起塑性變形 不均勻，使合金的熱穩定性嚴重下降。而Sn、Zr屬于中性元素，在鈦合金兩相中均可無限固溶，能在一 定程度上起到固溶強化的作用，提高合金的熱強性。但高溫長時工作下，Sn的引入也容易析出有序相Ｔ ｉ3Sn，使合金變脆。Sｉ在鈦合金中則屬于共析型β相穩定元素，一般以固溶態和時效析出的硅化物形 式存在。

高溫長時熱暴露過程中會析出S1（（Ti，Zr）5Sｉ3）和S2（（Ti，Zr）6Sｉ3）兩 種硅化物。彌散析出的硅化物可有效阻礙位錯運動，提高鈦合金的高溫蠕變抗性，但由于硅化物本身的脆性 以及硅化物的析出促進了Ti3Ｘ（Al，Sn，Ｇａ）脆性相的析出，從而使得合金熱穩定性進一步下 降。熱暴露過程中，α2相與硅化物協同作用導致鈦合金塑性嚴重下降，尤其是使用溫度在600～650℃以 上時這種現象表現得更為明顯。（2）600℃以上的使用溫度下，合金表面將發生嚴重氧化，使得合金表面 不穩定，性能進一步惡化。因此，傳統高溫鈦合金的使用溫度很難突破600℃[20，45]。

針對上述問題，本文提出四種可能的解決途徑。（1）添加新的合金元素。實踐證明，除加入α穩定元 素外，某些具有強化作用的β穩定元素的加入也可以提高合金的蠕變強度，如合金元素Ｂｉ的加入。（2） 進一步發揮稀土元素的作用。稀土元素在鈦合金中主要有以下重要作用：①與氧結合形成高熔點稀土氧化物 ，凈化基體；②晶界上彌散析出稀土氧化物，由于其熱膨脹系數不同于基體，冷卻時易在彌散質點附近形成 位錯環，進一步強化基體；③細化晶粒，提高疲勞性能；④抑制α2等脆性相的析出與長大 ，提高合金的熱穩定性。因此，合理使用稀土元素可有效改善合金的力學性能。（3 ）改善熱加工工藝。通過合理調控鍛造溫度、鍛后冷卻方式，不斷優化鍛造工藝來實現對組織的精確調控。 將組織與性能結合起來，進一步探究溫度、時間及組織之間的對應關系，以期實現合金最佳綜合性能匹配。 對某些要求特定方向上具有特殊性能的高溫鈦合金可通過合理控制其變形工藝使其形成沿某一方向的擇優取 向，在特定方向上改善性能。（4）抗氧化涂層的研究與應用[26，46]。

3、高溫鈦合金的展望

3.1高溫抗氧化涂層的應用

熱強性與熱穩定性是限制高溫鈦合金發展的一對主要矛盾[11]。眾所周知，熱穩定性包括組織穩定性和 表面穩定性。當使用溫度超過600℃時合金表面抗氧化性急劇下降，長時熱暴露后易在其表面形成Al2 Ｏ3和大量鈦的氧化物，鈦的氧化物呈無序結構，氧原子易向合金內部和氧化物界面擴散，導致合金抗氧 化性下降。因此，要使合金在600℃以上穩定使用，表面必須涂防氧化涂層。所以研究開發適用于更高使用 溫度的高溫抗氧化涂層對進一步提高高溫鈦合金表面抗氧化性是十分必要的[47-48]。

3.2從控制α2相大小、形態及含量的角度提高合金組織穩定性

組織不穩定對塑性的影響主要表現在熱暴露過程中硅化物的析出和α相的有序化導致合金熱穩定性下降 [11]。對近α型高溫鈦合金Ti600的研究表明，在Ti600合金熱暴露過程中，硅化物和α2相協同作用 導致合金塑性降低，其中α2相起主導作用。但由于α2相屬于長程有序相，其形成會經歷有序化的過程， 雜質元素以及Al的含量都會對其產生影響，導致不同合金中α2相形成條件不同。同時，由于α2相初 期形成時含量較少，不易被檢測，使得對α2相形成條件的判定更加困難[49]。在鈦合金中，α2相對合 金力學性能的影響與α2相尺寸、分布及含量密切相關[50]。時效或高溫長時熱暴露后析出的α2相在一 定程度上可提高合金的高溫強度[51]，但當α2相粒子尺寸較小時，在變形過程中，位錯將切過α2相， 破壞原有有序結構，產生反相疇界，阻礙位錯運動，造成合金室溫塑性、韌性嚴重下降[52]。ＧｙSｌｅ ｒ等[53]在對Ti-Al合金中Ti3Al的研究中指出，通過控制α2相的尺寸，使位錯運動由切過 機制轉為繞過機制，可有效改善合金室溫塑性。所以進一步控制α2相的形態對改善高溫鈦合金組織的穩定 性是十分重要的。

對于給定成分的鈦合金，其組織形態以及相組成主要取決于熱處理制度[54]。而高溫鈦合金中的α2 相產生于時效或長時熱暴露過程，因此，α2相的形態也與合金熱處理工藝密不可分。前人在研究Ti- Al中的α2相時也發現，在合金成分一定的條件下，α2相粒子的尺寸和分布主要取決于熱處理制度。相 關研究表明，在時效熱處理條件下，時效溫度是決定高溫鈦合金中α2相析出特征的主要因素，改變時效溫 度，合金中α2相的形態會發生明顯變化[54]。在α2相完全析出之前，α2相粒子的尺寸隨時效時間 的延長而增大。所以進一步深入探究不同熱處理條件下α2相粒子的尺寸、分布、形態及含量變化，最終 確定出不同成分高溫鈦合金中平衡熱強性和熱穩定性的α2相尺寸、含量的臨界轉變值是今后研究高溫鈦合 金的重點考慮方向之一。

3.3通過控制不同變形工藝改善合金蠕變抗性

高溫鈦合金使用溫度超過600℃后，其表面抗氧化性和高溫蠕變抗性都急劇下降。從蠕變機理考慮，擴 散和位錯滑移是導致合金蠕變抗力下降的主要因素。近α型高溫鈦合金屬于密排六方結構，擴散 可以表現出高度的各向異性。ＫｏｐｐｅｒS等[55-56]通過研究α-Ti中的自擴散和 溶質擴散的各向異性，發現垂直于ｃ軸的自擴散系數是平行于ｃ軸的自擴散系數的兩倍，這意味著基底平 面內的自擴散比垂直于基底平面的自擴散快兩倍，擴散在這兩個方向上表現出各向異性。同時 ，相關研究表明，鈦合金中每種溶質元素的加入都會造成不同方向上溶質擴散系數產生差異。當晶體中存在 擇優取向時，不同方向上就可能累積各個晶粒擴散的各向異性，最終導致在不同方向上的擴散明顯不同。典 型的如鈦合金在兩相區上部較高溫度單向軋制可獲得Ｔ型織構，Ｔ型織構的存在會造成沿ＲＤ（Ｒｏｌ ｌｉｎｇｄｉｒｅｃTiｏｎ）和ＴＤ（ＴｒａｎSｖｅｒSｅｄｉｒｅｃTiｏｎ）方向的擴散產生顯 著的各向異性。當晶體ｃ軸方向上的Ｔ型織構擇優取向為ＴＤ方向時，ＴＤ方向上可以累積單個α- Ti晶粒中的擴散速率的各向異性，導致ＲＤ方向的擴散速率高于ＴＤ方向，蠕變抗力下降[57]。

從位錯滑移的角度考慮，當合金中形成某一擇優取向的織構時，不同方向上晶粒的Sｃｈｍｉｄ因子 分布不同，啟動滑移系的難易程度也有差異。鈦合金在形成Ｔ型織構后，沿ＲＤ方向的柱面滑移系比Ｔ Ｄ方向的更容易開動，蠕變抗力明顯下降。因此，從變形工藝的角度考慮，通過控制不同的變形工藝使合金 形成沿某一方向的擇優取向的織構可有效改善其特定方向上的蠕變性能[57]。

對高溫鈦合金中熱穩定性、蠕變抗力以及蠕變性能的協調關鍵在于初生α相含量的控制以及次生α相 的析出。眾所周知，鈦合金中存在四種典型組織：等軸組織、網籃組織、魏氏組織和雙態組織。等軸組織塑 性好，抗缺口敏感性和熱穩定性優良，高低周疲勞強度高。網籃組織蠕變強度和持久強度高，在熱強性方面 具有明顯的優勢，適合于制作長期在高溫和拉應力工作下的零件，但這類組織原始β晶粒粗大，容易產生“ β脆性”，即熱穩定性較差。魏氏組織具有最高的蠕變抗力、持久強度和斷裂韌性，但其原始β晶粒較其他 類型組織粗大，且存在連續晶界α相，導致其塑性較低，其斷面收縮率遠低于其他組織類型。而雙態組織則 包含α相的兩種形態，即等軸α相和片狀α相，因而兼顧了等軸組織和片狀組織的優點。與片狀組織相比 ，雙態組織具有更高的屈服強度、熱穩定性和疲勞強度；與等軸組織相比，雙態組織又具有較高的持久強度 、蠕變強度和斷裂韌性以及較低的疲勞裂紋擴展速率。大量研究表明，雙態組織中等軸α含量控制在20％左 右時可獲得強度-塑性-韌性-熱強性的最佳綜合匹配。

因此，如何精確控制組織中各相比例進而實現熱強性與熱穩定性互相協調將是未來研究高溫鈦合金應重 點考慮的方向之一。從合金化角度考慮，近α型高溫鈦合金存在一個顯著 的缺點，即其兩相區加工工藝窗口窄，尤其在兩相區上部，隨溫度的升高，初生α相的體積分數下降速 率很快，溫度的稍許改變就會造成初生α相含量的較大變化，不利于對初生α 相含量的控制。為了避免這一缺陷，可在高溫鈦合金中加入一定含量的Ｃ。最典型的是英國的IMI 834，加入0.06％的Ｃ有效擴大了兩相區的加工工藝窗口，降低了初生α相體積分數隨溫度的變化速率 ，將初生α相含量控制在10％～15％范圍內，實現了強度、塑性、韌性、疲勞性能的最佳綜合匹配。

從熱加工工藝的角度考慮，通過合理規范鍛造溫度也可實現對組織的調控。采用將坯料加熱到相變點以 下10～20℃的近β鍛造工藝，鍛后快速水冷，輔助以高溫韌化和低溫強化處理，可獲得約含20％的等軸α 、50％～60％的片狀α構成的網籃和β轉變基體組成的三態組織，能在不降低塑性、確保熱穩定性的前提 下提高材料的高溫性能和使用溫度 [29，57-59]。

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