1、序言

自20世纪中叶钛合金被开发使用以来，
，，在各行各业得到了宽泛的利用，
，，出格是在航空航天领域，
，，传统的钢、铝等资料已经不能齐全满足使用要求。。。因其拥有重量轻、比强度高，
，，以及耐侵蚀与耐高温等特点，
，，钛合金在航空工业中迅速脱颖而出。。。在航空发起机领域，
，，为减轻发起机重量、提高其推重比，
，，正朝着使用部门钛合金包办耐热钢及高温合金的方向发展[1]。。。因而，
，，此刻对钛合金的机能也提出了更高的要求，
，，出格是在高温、高应力、高转速环境中的使用机能。。。

进入21世纪以来，
，，世界列国在高温钛合金的研发上有了长足的进取，
，，已经研发出能在600℃以上持久使用的高温钛合金及钛基复合伙料，
，，如英国的IMI834合金、美国的Ti-1100合金及俄罗斯的BT18Y合金等[2]。。。国内对于高温钛合金的研发及利用也获得了一些成就，
，，如Ti60、Ti65、Ti2AlNb及Ti150等钛合金的研发及利用[3-5]。。。Ti150是国内研发的近α型高温钛合金，
，，其能在600℃的高温环境中持久使用，
，，适合制作在高温下服役的静子件和转子件[6]。。。

目前，
，，国内外对Ti150合金的钻研集中在固溶温度对显微组织和力学机能的影响[7]，
，，固然获得了一些Ti150合金组织和机能随固溶温度变动的法规，
，，但是还不足对该资料固溶冷却方式的钻研，
，，本文通过钻研固溶冷却方式对Ti150合金显微组织和力学机能的影响，
，，为今后的出产实际提供参考。。。

2、试验资料及步骤

2.1 试验资料

本次试验所用资料为经过3次真空自耗电弧炉熔炼的Ti150合金铸锭，
，，其名义成分见表1。。。经金相法测得该合金α相＋β相→β相变点为1051℃。。。铸锭经β相区开坯铸造，
，，在α相＋β相区改锻为φ 180mm规格棒材，
，，试块尺寸加工至200mm×25mm×25mm，
，，而后在箱式电阻炉内进行固溶和时效处置。。。

表 1 Ti150 合金铸锭名义成分 (质量分数)(%)

2.2 试验步骤

将以上试块分4组进行热处置，
，，具体热处置制度见表2。。。试样热处置后进行理化检测，
，，而后通过对检测了局进行分析，
，，明确固溶冷却方式对资料组织及机能的影响。。。硬度检测地位、拉伸和蠕变试验取样地位如图1所示。。。

表 2 热处置制度

3、试验了局及会商

3.1 力学机能测试

热处置后对试块进行室温拉伸、高温拉伸、高温蠕变及硬度检测，
，，了局如图2所示。。。从图2可看出，
，，经过分歧的热处置制度，
，，资料力学机能有显著差距。。。从图2a、b可知，
，，随着冷却速度的降低，
，，Ti150合金强度降低，
，，塑性升高；；；当固溶选取水冷时，
，，资料的室温抗拉强度达1176MPa、伸长率8.4%，
，，600℃高温抗拉强度也高达763MPa；；；固溶选取空冷时，
，，资料室温抗拉强度为1027MPa、伸长率14.1%，
，，600℃高温抗拉强度降至611MPa。。。试样经过蠕变测试（600℃，
，，150MPa，
，，100h）后的残存伸长率如图2c所示，
，，从图2c可知，
，，随着固溶冷却速度 降低，
，，抗蠕变能力变差。。。将每组试块切取一个试样按图1a所示地位进行硬度检测，
，，了局如图2d所示。。。

从图2d可看出，
，，硬度随固溶冷却速度的降低而降低，
，，水冷时，
，，试样理论硬度为383HBW，
，，心部硬度为349HBW；；；空冷时，
，，理论硬度为335HBW，
，，心部硬度为321HBW，
，，从分歧地位硬度还可看出，
，，硬度从理论向心部逐步降低。。。

3.2 金相组织观察

试验资料热处置后典型的显微组织如图3所示。。。

从图3可看出，
，，在α相＋β相→β相变点以下25℃时固溶，
，，冷却速度分歧的情况下，
，，时效后的组织描摹均为双态组织，
，，在β相转变组织的基体上均匀散布着等轴初生α相[8]；；；次生α相由过饱和β相和马氏体α'相分 解形成，
，，状态呈片层状，
，，优先从晶界起头析出。。。分歧的是，
，，随着冷却速度的降低，
，，初生α相含量逐步增长（从水冷时的约20%增长到空冷时的30%），
，，尺寸也逐步长大（水冷时初生α相直径为12～18μm，
，，空冷时长大至20～25μm）。。。并且随着固溶冷却速度的降低，
，，次生α相也显著增长，
，，片层间距变粗，
，，水冷时为极细的板条，
，，空冷片层逐步变粗甚至呈短棒状。。。

3.3 分析会商

有关钻研批注，
，，近α相钛合金组织转变重要为扩散型固态相变，
，，转变过程受固溶冷却速度的影响较大[9，
，，10]。。。Ti150合金在α相＋β相→β相变点以下进行高温固溶时，
，，保温一按功夫后，
，，α相和β相逐步达到平衡，
，，合金元素重新分配，
，，在固溶后急剧冷却时，
，，初生α相相对较小，
，，β相转造成过饱和马氏体α'相越多，
，，后续的时效过程中，
，，过饱和马氏体α'相又转变为次生α相[11]。。。由此得出Ti150合金在急剧冷却时，
，，合金元素来不及扩散，
，，初生α相来不及长大，
，，次生α相的长大过程被克制，
，，形成分歧方向的细片层状，
，，冷却速度较慢时则形成粗壮的板条或棒状，
，，板条尺寸的增长使得位错密度降低，
，，使位错滑移变得越发容易，
，，从而影响资料的力学机能。。。

组织状态决定了钛合金机能。。。从室温、高温拉伸机能看，
，，随着冷却速度降低，
，，资料的强度也显著降低，
，，塑性增长。。。这重要是由于在急剧冷却前提下，
，，原子来不及扩散和荟萃，
，，初生α相的长大被克制，
，，相应的含量略低，
，，次生α相也更藐小，
，，所以强度高、塑性差；；；反之，
，，冷却速度越慢，
，，初生α相含量越多，
，，次生α相也随之长大，
，，合金强度更低[12]。。。从硬度检测了局看，
，，冷却速度越快，
，，硬度越高，
，，并且试样分歧地位硬度差距极度显著。。。这重要是由于合金β相不变元素含量较少，
，，因而导致资料淬透性较差[13]。。。

从蠕变机能看，
，，由于固溶冷却速度越慢，
，，初生α相含量越多，
，，因而抗蠕变能力也更差[14]。。。

4、实现语

1）通过试验钻研批注，
，，Ti150合金随着固溶冷却速度的降低，
，，强度和抗蠕变能力逐步降低，
，，塑性显著提高。。。

2）固溶冷却速度越低，
，，初生α相的含量略有增长，
，，尺寸长大；；；次生α相也随着冷却速度的降低，
，，状态由藐小的片层状变为粗条状及棒状。。。

3）从硬度检测情况看，
，，硬度不仅随着冷却速度的降低而降低，
，，并且统一个试样从理论到心部硬度也逐步降低，
，，注明资料淬透性较差。。。

4）通过试验钻研批注，
，，要得到较高的强度及抗蠕变能力，
，，Ti150合金固溶后应选取水冷比力相宜。。。

参考文件：：

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（注：：本文原标题：：固溶冷却方式对Ti150合金组织及机能的影响）