650℃高温钛合金重要作为下一代航空发起机转子(例如整体叶盘、鼓筒、机匣等零部件用重要资料)、金属基复合伙料基体以及高明声速飞行器热防护用高温短时结构件等。国内外很多学者针对650℃使用的高温钛合金进行了索求性钻研,Wang等人[1]研发了一种含稀土元素Er的高热不变性和蠕变性的高温钛合金,Narayana等人[2]研发了一种含Hf和B元素的高强度高温钛合金。Ti65合金是国内科研院地点600℃钛合金的基础上结合研制的一种Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Nb-Ta-W-Si-C系近α型钛合金,设计使用温度为600~650℃。Ti65合金拥有适中的工艺塑性,可选取锻、轧、冲等传统伎俩成形。该合金的推荐热加工和热处置温度均处于两相区，指标组织为双态组织。为两全合金的综合机能，如室温塑性、高温悠久性和蠕变机能，通常将初生等轴α相节制在5%~25%之间[3-6]。随着航空工业的发展，新一代航空发起机出现电扇和压气机盘级数削减、转速增长、高温段前移、结构整体化的发展特点7。然而，对于Ti65合金大型复杂整体叶盘类锻件，两全其分歧厚度地位悠久、蠕变和低周委顿等机能的难度极大，即锻件组织和机能一致性的节制难度极度高。

金属零部件会在高温下持久接受小于屈服强度的应力而产生缓慢陆续的塑性变形，最终在功夫、应力和温度等多成分的影响下导致脆性断裂，严重影响合金的服役机能。国内外学者对高温钛合金蠕变、悠久行为的影响成分进行了较为系统的钻研，发现蠕变温度、应力、功夫城市对蠕变、悠久机能产生肯定的影响。Zhang等人[8-9]对热轧Ti65合金板材拉伸-蠕变行为和热变形中的孪晶组织等进行了钻研，为板材织构和各向异性在工程上的利用提供了基础领导。Evans等人[10]对IMI834钛合金在575℃下的蠕变行为进行了钻研，发现粉碎机制为形成于α/β界面和β/β界面的浮泛形核、长大;Souni等人[11-13]钻研了钛合金低级蠕变速度与温度、应力的关系，以为低级蠕变由攀移节制的位错活动主导;钻研了杂质元素、应力及温度对低级蠕变变形的影响，发现蠕变变形是扩大节制的位错攀移过程。周义刚等人[14-16]指出，分歧类型显微组织拥有分歧的蠕变机制，条状α相比等轴α相有更好的抗悠久蠕变能力;浮泛在各类相界面上形成、长大，其在高温悠久蠕变断裂中表演重要角色。与网篮组织的集束间界面相比，晶界α相与基体之间的界面更易滑动和产生蠕变浮泛，阐发出网篮组织合金有更低的蠕变速度以及更长的悠久寿命。但截至目前，鲜有关于温度达到650℃水平时钛合金大应力悠久机能的钻研。鉴于大厚截面的Ti65合金锻件悠久机能分散性较大，分析了锻件分歧地位和统一地位分歧悠久功夫；蟮南晕⒆橹臀淮硌荼浞ü，论述了组织与悠久机能的关系，以期为大尺寸整体叶盘锻件机能一致性的调控处置提供技术基础。

1、尝试

拔取?250mm的Ti65合金棒材，经a+β两相区制坯及1火模锻后，得到直径650mm、厚度120mm的饼坯锻件。对饼坯锻件进行两相区固溶+时效热处置，热处置制度为1015℃/2h/OQ+700℃/5h/AC。选取线切割方式沿着饼坯锻件径向别离切取M12的棒状尺度拉伸试样和悠久试样，平行段尺寸为Φ5mmx25mm。别离依照GB/T228.1-2021和GB/T228.2-2015尺度进行室和善高温拉伸机能测试;依照GB/T2039-2012尺度进行悠久机能测试，测试前提为650℃/240MPa。

为钻研锻件厚度对悠久机能的影响，从距离锻件理论10、20、30、40、50、60mm处罚别切取6个?10mmx 10mm的圆柱和12个?3mm的圆片，用于显微组织观察，观察面与悠久应力加载方向平行。为钻研悠久试样的位错演变法规，在锻件心部取悠久试样若干，进行650℃/240MPa的悠久加载试验，将悠久功夫别离为25、50、75、100、125h的试样(未产生断裂)沿纵向切开，在平行段中心别离切取10mmx4mm的方形和?3mm的圆片试样用于部门取向差分析和位错演变的组织观察，观察面与悠久应力加载方向平行。

金相试样经过砂纸粗磨、精磨和机械抛光后，选取Kroll侵蚀液浸蚀，侵蚀液为HF、HNO₃、H₂O按体积比5:10:85配制。电子背散射衍射(EBSD)试样经过砂纸粗磨、精磨和机械抛光后，选取电解抛光，抛光液为高氯酸、正丁醇、甲醇按体积比10:30:60配制。透射电镜(TEM)试样首先粗磨至厚度50μm，而后在Gatan695离子减薄仪上进行减薄处置。选取Leica DMI 3000M型卧式金相显微镜和Tecnai G20透射电镜进行组织观察。用建设Hikar'iXP探头的JSM7900F扫描电子显微镜(SEM)进行EBSD分析，测试扫描步长为0.5μm，利用OIM软件进行数据采集和处置。

2、了局与分析

2.1锻件厚度对力学机能的影响

图1为Ti65合金饼坯锻件厚度方向的力学机能变动曲线。由图1能够看出，从锻件边缘到心部的室温、高温拉伸机能和悠久机能均存在肯定的差距。随着距理论距离从0mm增长至30mm(锻件厚度的1/4)时，锻件的室和善高温抗拉强度别离从1203MPa和704MPa降低至1081MPa和652MPa，而在650℃/240MPa前提下的悠久断裂功夫从66h提升到161h;随着距从理论30mm增长至60mm(锻件厚度的1/2)时，锻件的抗拉强度和悠久机能根基维持不变。力学机能测试了局批注，锻件厚度方向机能的分散性较大，因而后续将通过对锻件分歧地位和分歧悠久功夫；蟮南晕⒆橹蟹治，论述组织与悠久机能的关系。

2.2锻件厚度方向显微组织的散布法规

图2为Ti65合金饼坯锻件分歧厚度地位的显微组织。从图2a能够看出，等轴初生α相(a)呈椭球状，尺寸在5~15μm之间;α_p边缘较为光滑，存在少量尺寸较大的a，β转变组织呈交叉排布的细密针状结构。随着观察地位逐步远离理论区域，在20~40mm处，如图2b~2d所示， α_p的尺寸和体积分数略有增长，球化水平略低于理论处，边缘的光滑水平也略有降低，状态越发不规定;β转变组织由针状组织转变为可分辨的板条α相，平行排布的板条α相组成α相集束，且α相集束尺寸均随着距理论距离的增长而增大;在原始β晶界处能够观察到粗化的α相，并且晶界α相的厚度大于晶内板条α相。当观察面靠近或达到锻件心部时，如图2e~2f所示， α_p的尺寸持续略有增长，均匀约为20μm;α_p与晶界α相有衔接并长大的趋向，β转变组织中的板条α相进一步粗化，板条均匀厚度约1~3μm;晶内板条α相与晶界α相的厚度靠近。

Ti65合金是一种复杂组元的近a型高温钛合金，其组织机能对热处置工艺比力敏感，大尺寸锻件经固溶时效处置后分歧部位的显微组织差距显著，力学机能一致性较差，淬透性通过影响a片层厚度导致了锻件室和善高温拉伸机能的分散性。相较于锻件理论，近理论和心部区域冷却速度降低，β转变组织中形成网篮状交叉排布的板条α相。β相从高温经陆续冷却产生β→α相变，α相从β相基体中析出，通常凭据地位的分歧，将α相分为晶界α相和晶内的板条状α相，由于冷却速度较低，α相优先在原始β晶界处形核并长大，晶界α相拥有很强的变体选择，通常仅拥有单一的晶体学取向[17-19]，且晶界α相的成长速度快，因而形成了如图2e~2f所示的厚度一样的晶内板条α相与晶界α相。

2.3悠久过程中位错演变法规和显微组织分析

图3为在650℃/240MPa前提下Ti65合金饼坯锻件心部地位试样经过分歧功夫悠久后的部门取向差

图。当悠久功夫从25h增长至75h时，部门取向差图无显著变动，高密度的位错重要集中于β转变组织中的片状α相，而α_p中的位错密度较低，见图3a~3c;当悠久功夫从75h增长至100~125h时， α_p 与片状α相中的位错密度均显著升高，且高密度位错重要集中于片状α相界面处，见图3d~3e。

图4为分歧悠久功夫下Ti65合金的部门取向差频率散布图。在悠久功夫25~75h区间内，部门取向差角度偏移不显著;在悠久功夫75~100h区间内，部门取向差有着显著的变动，即随着悠久功夫的耽搁部门取向差从小角度到大角度偏移，频率散布的峰值呈降落趋向。利用EBSD技术分析了合金组织中的几何必须位错(geometrically necessary dislocations,GND)密度，统计局域取向差领域小于2°，得到了如图5所示的均匀位错密度变动图。从图5能够看出，随着悠久功夫的耽搁，均匀位错密度大体出现先降低后升高的趋向，且在悠久功夫50~100h领域内呈线性增长，由此可知在长功夫悠久应力作用下均匀位错密度的升高可能导致终部门取向差散布向大角度偏移。

图6~10为650℃/240 MPa下悠久功夫别离为25、50、75、100、125h时Ti65合金悠久试样的TEM照片。从图6能够看出，悠久功夫为25h时，位错重要集平散布在片层α相中，大部门位错杂乱相互缠结，硅化物(Ti,Zr)3Si、(Ti,Zr)5Si3和(Ti,Zr)6Si3析出相[20]沿着片层边缘散布呈椭球状(图6a、6b)，但是在较宽的片层中发现少量平直位错(图6c);在图6d中观察到a片层内部存在层错，且未与两侧天堑接触，层错区域宽度约为60nm。从图7a能够看出，悠久功夫为50h时，β转变组织中α/β相界部门隐没，只剩少量的杆状硅化物在相界散布，其长轴方向与界限一致。由于相界面的隐没，位错活动的故障减小，位错能够直接穿过相界。图7b中还有一些齐全的α/β相界，位错荟萃在相界处。图7c中有极少量的平直位错。由图8a可知，悠久功夫为75h时，片层内部的位错呈杂乱散布，且位错密度较高。

从图8b可观察到位错被相界故障，形成由平行分列的位错组成的位错墙。在图8c中，片层内部出现平直位错且位错长度根基与片层厚度一致，但并未穿过相界。从图9a、9b能够显著看出，悠久功夫为100h时，高密度位错在片层内部错乱散布，且位错终止于界面处，注明硅化物对位错有着显著的钉扎作用。图9c中依然可能观察到少量的平直位错。从图10a能够看到，悠久功夫为125h时，片层内部根基为呈网格状分列的平直位错，且位错密度较高。但是大部门片层组织中，根基为相互平行分列的平直位错，如图10b、10c所示，α相中平直位错陆续散布在α/β相界，注明平直位错能够通过滑移穿过相界而在整个集束中活动。从图10d中观察到，平直位错也能够通过滑移穿过硅化物，即便少部门位错被硅化物故障，但大部门位错能够直接穿过硅化物。

图11和图12为650℃/240 MPa下悠久功夫别离为25h和125h时Ti65合金悠久试样中a片层的选区衍射花腔及暗场像。如图11和图12所示，从悠久初期至悠久后期，均可能观察到a片层内的a2相(D019型长程有序相)密集散布在位错周围。

岳颗等人[21]钻研批注，Ti65合金在低级蠕变阶段，a2相对位错活动的故障作用更大，在稳态蠕变阶段，沿着α/β相界散布的硅化物限度了位错活动与晶界滑移,对合金强化起重要作用。而本钻研的主题为Ti65合金的悠久断裂行为，二者同属蠕变变形的领域，区别仅在于悠久试验的载荷较大，资料变形机制由蠕变前提下的扩散位错机制为主变为位错蠕变机制为主。通过对分歧悠久功夫下位错密度和描摹的钻研可知，随着变形量的增大，不仅存在晶界协调变形，晶内的位错活动产生的变形也急剧增长，这也印证了图3中高密度位错多集中于片状α相界面处，位错在大颗粒硅化物处大量荟萃后，基体与硅化物脱粘或硅化物产生分裂，在资料内部过早产生显微浮泛，这些浮泛相互衔接最终导致样品断裂[22]。别的，悠久初期至悠久后期均能够看到片层内的a2相在位错周围密集散布，能够以为晶内的a2相对位错活动有显著的故障作用。因而，固然锻件心部的高温拉伸强度降低，但在位错蠕变变形机制下，细片层组织α/β相界多，大部门杂乱相互缠结的位错最终荟萃在α/β相界处，在大应力载荷前提下，悠久后期α/β相界面处大量硅化物对悠久机能的作用可能是负面的，反之锻件心部的厚片层α相中位错组态重要为少量的平直位错，内部弥散散布的a2相有利于提高悠久机能。

3、结论

(1)Ti65合金大厚截面的锻件从边缘到心部，拉伸和悠久机能均存在肯定的差距，室和善650℃抗拉强度别离由 1203 MPa和 704 MPa降低至 1081 MPa和652 MPa，而后根基维持不变，一样前提下的悠久断裂功夫先从60h提升到150h左右，而后维持不变。

(2)悠久初期(悠久功夫由25h增长至75h时),Ti65合金的部门取向差图无显著变动，β转变组织中的片状α相存在高密度位错;悠久后期(悠久功夫由75h增长至100~125h)，等轴α相与片状α相中的位错密度均显著升高，但高密度位错重要集中于片状α相界面处。

(3)大应力悠久前提下，Ti65合金位错能够直接穿过硅化物，片层内的a2相在位错周围密集散布，厚片层α相内部弥散散布的a2相有利于悠久机能的提升。

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（注，原文标题：Ti65合金饼坯锻件悠久机能及位错演变法规钻研）