钛合金具有密度小、比强度高和耐高温等优点,是提高航空发动机推重比的重要结构材料。但是,普通钛合金在高温、高压和高速气流条件下容易燃烧。自20世纪70年代以来,国外已发生200多起航空发动机钛火事故。为了解决“钛火”问题,20世纪90年代初美国普惠公司和Teledyne Wah Chang Albany(TWC)联合研制出世界上第一种阻燃钛合金Alloy C,后来又开发出同系列的其它阻燃钛合金,包括美国的Alloy C^＋,英国的Ti-25V-15Cr-2Al-0.2C,中国的Ti40阻燃钛合金^[1,2,3,4]。

经过近10年的研发,中国在Ti-V-Cr系阻燃钛合金大规格铸锭和锻件制备方面取得了重大突破,为该系列合金的工程化应用奠定了基础。近年来,Ti-V-Cr系阻燃钛合金的研究多集中在阻燃性能评价、热变形机制、组织与性能的关系等方面^{[5,6,7,8,9,10,11]}。本文制备三种不同C含量的阻燃钛合金,分别观察三种合金铸锭和挤压棒材的微观组织,测试其室温拉伸、高温拉伸、热稳定、蠕变和持久性能,研究C含量对Ti-V-Cr系阻燃钛合金微观组织和力学性能的影响。

制备以Ti-35V-15Cr为主要成分、不同C含量的三种合金,分别为：Ti-35V-15Cr、Ti-35V-15Cr-0.075C及Ti-35V-15Cr-0.15C。

实验用原材料为零级海绵钛、高纯钒、高纯铬、碳粉,每个成分投料8 kg,经三次真空自耗熔炼得到直径为120 mm的铸锭。从铸锭上沿轴向取料并机械加工成直径为50 mm的挤压坯料,钛合金坯料外加装45#钢包套,中间隔一层保温材料。设定挤压温度为1150℃(保温时间60 min),挤压比为4进行挤压成形,得到直径为25 mm的棒材。

在光学显微镜下观察铸锭和挤压棒材的微观组织,金相试样经砂纸粗磨、精磨、电解抛光及腐蚀。为了得到比较均匀的晶粒组织,将Ti-35V-15Cr合金挤压棒材进行条件为1020℃/1.5 h/AC固溶+580℃/4 h/AC的时效热处理,Ti-35V-15Cr-0.075C和Ti-35V-15Cr-0.15C合金挤压棒材进行880℃/1.5 h/AC固溶+580℃/4 h/AC的时效热处理,然后沿轴向取料机械加工为标距尺寸ϕ3×25 mm的圆形拉伸试样和标距尺寸ϕ5×25 mm的蠕变试样,分别进行室温拉伸、550℃高温拉伸、550℃/100 h热稳定拉伸、550℃/400 MPa持久和550℃/250 MPa/100 h蠕变性能试验。每项性能测试两个试样,取实验数据的平均值。拉伸试验在Instron试验机上以2×10^-3 s^-1拉伸速率进行测试,在Quanta 600型扫描电子显微镜上进行断口形貌观察。

不同C含量的阻燃钛合金铸锭的微观组织,如图1所示。可以看出,基体组织为β相钛合金。因为阻燃钛合金中含有大量β稳定元素V和Cr,即使缓慢冷却也可得到β相。微观组织中的细小麻点状第二相为α相,因为阻燃钛合金中的O、N等杂质元素是α相钛合金稳定剂,导致少量α相的析出,其中O元素的作用最为显著^[12]。对比金相照片发现,添加C元素后合金中的细小麻点状α相有所减少,碳化物吸氧有关。

为了确定在β相基体晶界及晶内呈枝条状分布的第二相组成,在扫描电镜上进行了成分线扫描,划线位置如图2所示,线上各元素能谱扫描线如图3所示。可以看出,在枝条状第二相的位置上钛元素含量上升,钒和铬元素含量下降,而碳元素的含量急剧上升,因此可确定枝条状第二相为碳化物。阻燃钛合金中的碳化物除了Ti、C元素外,还含有很少量的V元素,可以表示为(Ti,V)C^[12]。

阻燃钛合金铸锭中呈枝条分布的碳化物第二相会降低材料的热变形性能。即使不添加C元素,阻燃钛合金的热变形性能也很差,很难进行常规开坯锻造。热挤压是阻燃钛合金铸锭开坯加工的有效方法,因为挤压加工有强烈的三向压应力状态,使材料可承受更大的塑性变形而不发生开裂。对不同C含量的阻燃钛合金铸锭进行挤压比为4的热挤压加工,不同C含量的挤压棒材微观组织如图4所示。可以看出,不添加C元素的阻燃钛合金只在粗大的铸态晶粒的晶界处出现再结晶小晶粒,形成大小混晶的微观组织。而添加C元素后,除了铸态晶界处,在均匀分布的枝条状碳化物第二相周围也出现了大量的再结晶小晶粒,可显著细化晶粒,形成细小而均匀的晶粒组织。枝条状碳化物也发生破碎细化,呈球状或短棒状弥散分布在β相钛合金基体上。由此分析,添加C元素的阻燃钛合金,经热挤压开坯后热变形性能显著提高。

表1列出了不同碳含量阻燃钛合金挤压棒材的室温拉伸性能的比较。可以看出：添加碳元素使阻燃钛合金的塑性有显著提高。添加0.075%的碳元素使抗拉强度提高,添加0.15%时抗拉强度下降,而屈服强度随含碳量增加一直下降,并且添加0.15%时急剧下降。由微观组织分析可知,阻燃钛合金在热挤压过程中添加C元素可以显著细化晶粒,从而提高合金的塑性。细化晶粒可以使合金强化,与碳化物第二相弥散强化的共同作用下,阻燃钛合金强度应该随着C含量的增加而提高。但是试验数据显示,C元素添加0.075%时合金强度相差不大,而添加0.15%时屈服强度下降明显。这表明,碳化物对合金有上述强化作用,但是碳化物过量使合金强度明显降低。阻燃钛合金中的碳化物与合金基体界面结合并不紧密,变形时容易在结合面处产生裂纹,并扩展直至最终断裂^[13]。这应该是碳化物削弱合金强度的主要原因。图5给出了不同碳含量下合金室温拉伸试样的断口形貌。可以看出,阻燃钛合金室温拉伸断口形貌呈现韧窝+韧性沿晶断裂的混合断裂特征,而不添加C元素的试样韧性沿晶断裂所占比例较高,说明其塑性较差。

表2列出了不同碳含量阻燃钛合金挤压棒材的550℃拉伸性能的比较。可以看出,与室温拉伸数据比较：三种合金在550℃拉伸时强度下降明显,而塑性都有所提高。与室温拉伸相比高温拉伸的特点是,不加C的合金塑性比室温拉伸有明显提高,三种C含量合金的强度和塑性差别不大。对室温拉伸性能的分析表明,C含量影响合金室温塑性的主要原因是晶粒大小。而高温拉伸变形时合金内的位错运动相对容易,在晶界处的位错塞积程度相对室温拉伸小得多,因此晶粒大小影响合金塑性的程度也就比较小。由于晶粒比较粗大的不加C合金晶界处位错塞积程度降低最多,其塑性提高也就最明显。图6给出了不同碳含量下合金550℃拉伸试样的断口形貌。可以看出,与室温拉伸断口相比,呈现韧窝断裂特征,但韧窝较浅,而且观察到有条状碳化物留下的痕迹,这也说明碳化物与合金基体结合不紧密,550℃拉伸变形时在碳化物第二相处产生裂纹并扩展开裂。

表3列出了不同碳含量阻燃钛合金550℃/100 h热稳定性能的比较。从表3可以看出：不同碳含量合金经热暴露后其强度、塑性与室温拉伸规律相似。随着碳含量的提高抗拉强度先增加后下降,屈服强度持续下降,而塑性持续增加；与室温拉伸数据相比,不同碳含量的阻燃钛合金经550℃/100 h热暴露后塑性都有下降,但是随着碳含量的提高其塑性的下降程度明显降低。由于热暴露后表面氧化导致三种合金的塑性下降程度相差不大,而不同C含量合金热暴露后塑性下降程度明显不同,可以推测是热暴露后组织的变化引起的。表3给出了合金热暴露后延伸率和断面收缩率数据下降的百分比,分别用δ_5d和ψ_d表示。可以看出,添加了碳元素的合金其热稳定塑性显著提高。

合金热暴露后α相沿晶界析出,导致发生脆性沿晶断裂而使塑性下降,杂质元素O是很强的α相稳定剂,在很大程度上决定热暴露后晶界析出α相的数量,而碳化物在热暴露过程中的吸氧可抑制α相沿晶界的析出,提高合金的热稳定性能^[12,13,14]。另外,表中的数据显示,碳元素对合金热稳定性的影响并不是线性的,添加0.075%碳和添加0.15%碳的合金热稳定塑性相差不大。图7给出了不同C含量下阻燃钛合金550℃/100 h热暴露后拉伸试样的断口形貌。从图7可以看出,合金热稳定拉伸试样断口形貌呈现韧窝+脆性沿晶断裂的混合断裂特征,而不添加C元素合金的试样脆性沿晶断裂的比例更大,说明其塑性较差。

表4列出了不同碳含量阻燃钛合金在550℃/250 MPa/100 h条件下的蠕变性能比较,表5列出了合金在550℃/400 MPa条件下持久性能的比较。可以看出：碳含量对阻燃钛合金高温蠕变和持久性能的影响规律相似。与不加碳元素的合金相比,添加0.075%碳合金的蠕变和持久性能都有所提高。其原因是,硬而脆的碳化物颗粒,明显地阻碍位错的运动,对合金的高温蠕变和持久性能有利^[15]。而添加0.15%碳的合金比添加0.075%碳的合金蠕变和持久性能更差,与碳化物与合金基体结合不紧密有关。尤其是在550℃的高温条件,在合金基体上出现空洞,添加过量的碳元素降低其蠕变和持久性能。由此可见,对于阻燃钛合金存在一个碳含量的最佳值,初步判断为0.08%左右,这时合金的蠕变和持久性能最高。

(1) 在Ti-V-Cr系阻燃钛合金中添加C元素后生成了枝条状分布的碳化物,在热挤压变形过程中碳化物破碎使晶粒显著细化。

(2) 添加C的阻燃钛合金热变形后晶粒细化,使室温和高温拉伸塑性提高,而对拉伸强度影响不大。

(3) 添加C使阻燃钛合金的热稳定性能显著提高,因为碳化物吸氧抑制了α相沿晶界析出,但是添加0.075%碳和添加0.15%碳对合金热稳定塑性的影响不大。

(4) 添加适量的C可提高阻燃钛合金高温蠕变和持久性能,但是过量添加对合金的蠕变和持久性能不利。