钛合金由于较高的比强度、、优异的断裂韧性、、优良的耐侵蚀以及蠕变机能等优异的综合力学机能，，，被宽泛地利用于航空、、航天、、船舶、、化工、、医学等领域［1-3］。。尤其在高温下，，，钛合金还具备优良的高温机能。。对比铝合金、、结构钢以及镍基合金等高温合金，，，钛合金在600℃以下温度服役，，，其比强度、、比委顿强度、、比蠕变强度等拥有很显著的优势，，，因而高温钛合金是航空发起机耐高温部件具备优良利用远景的资料之一［4-9］。。随着航空、、航天事业的发展，，，钛合金越来越多地利用到了发起机的耐高温部件中，，，目前高温钛 合金已成为先进航空发起机的重要结构资料［10-11］。。

迄今，，，国内外对近α型高温钛合金均有肯定的钻研，，，如美国的Till100、、英国的IMI834、、俄罗斯的BT36，，，以及中国的Ti60、、Ti600等［12-18］。。

Ti600合金是一种新型的拥有我国自主知识产权的近α型高温钛合金(其Al当量为8.6，，，Mo当量为0.4)，，，可在600℃下持久服役。。该合金中增长了少量稀土元素钇，，，显著改善了其高温机能，，，有望成为新型航空航天资料［19-22］。。

迄今，，，Ti600合金的成分及熔炼工艺己根基成熟，，，然而该合金持久时效过程中的组织不变性及组织演变法规及机制目前尚未见报道。。发起机服役过程中必要在高温服役相当长的功夫，，，而合金在高温长时服役过程中的微观组织演化法规及机理尚未明确，，，亟待钻研。。因而，，，本文以Ti600合金为钻研对象，，，探索该合金在550℃持久时效至2000h过程中的微观组织演变法规，，，以期为该合金在航空航天领域高温部件的利用提供理论凭据与数据支持。。

1、、试验资料与步骤

本文所用资料为热轧态Ti600板材，，，表1为化学成分。。选取差示扫描热量仪(Differentialscanningcalorimetry，，，DSC)测定该合金的β相转变温度为1012℃。。Ti600合金在持久时效热处置之前选取尺度热处置制度(固溶和时效处置)。。其中，，，固溶温度选择在β转变温度以上即1060℃保温1h后空冷;而后在650℃时效8h后空冷。：辖鹁叨热却χ煤，，，再进行分歧功夫的持久时效热处置，，，持久时效热处置温度为550℃，，，时效功夫别离为50、、100、、200、、500、、1000和2000h。。

Ti600合金相变点和析出相熔融温度的测定选取404F3型差热扫描量热仪，，，；た掌狽2，，，试样为50mg的φ5mm小圆片，，，加热温度领域在0～1250℃，，，升温速度为10℃/min。。别离选取光学显微镜(Opticalmicroscope，，，OM，，，OLYMPUSGX71)、、扫描电镜(Scanningelectronmicroscopy，，，SEM，，，JSM-6510A)和透射电镜(Transmissionelectronmicroscopy，，，TEM，，，TECNMG220)观察Ti600合金经尺度热处置及分歧功夫的持久时效热处置后的微观组织演变，，，重要蕴含合金中α/β相的变动以及其他析出相如稀土相、、硅化物相、、α2相称的析出行为及演变法规等，，，并利用Nanomeasure软件丈量5个视野以上样品中析出相的均匀尺寸。。OM观察样品的制备选取电解抛光工艺，，，抛光液选择为HClO₄:CH₃OH:CH₃(CH₂)₃OH=1∶3∶6，，，而后经HF∶HNO₃:H₂O=1∶3∶97的侵蚀液侵蚀后进行观察。。EDS(Energydispersivespectrometer)能谱选取JSM-7001F型场发射扫描电镜测定，，，发射电压为15kV。。TEM观察样品在－30℃进行电解双喷，，，电解液选择为HClO₄∶CH₃(CH₂)₃OH∶CH₃OH=1∶7∶12。。

2、、了局分析

2.1Ti600合金尺度热处置及持久时效后的显微组织

图1为Ti600合金经尺度热处置前后的光学显微组织。？？杉，，，合金经尺度热处置即固溶和时效热处置后，，，显微组织由藐小的网篮组织转变为片层组织，，，重要由片状α相和片层间β相组成。。别的，，，合金中含有尺寸较大的析出相(尺寸约为0.5μm)，，，重要散布在晶界或α/β相界面处。。图2为合金尺度热处置后尺寸较大的析出相的DS(Energydispersivespectrometer)能谱，，，经EDS及TEM分析可知该析出相为稀土氧化物Y₂O₃(图1c为合金中典型稀土氧化物Y₂O₃的描摹)。。稀土氧化物Y₂O₃在合金中分散散布，，，偶然有大尺寸的稀土氧化物Y₂O₃可达几微米。。

Ti600合金经550℃持久时效后的光学显微组织如图3所示。？？杉，，，经550℃持久时效后，，，合金仍为细片状组织，，，从宏观上看其与时效前差距不大。。持久时效后，，，合金晶界及α/β相界面处依然有少量的稀土氧化物Y₂O₃，，，且散布依然较为分散，，，观察Y₂O₃尺寸变动可见其与持久时效前根基相当。。

由此能够揣度，，，Y₂O₃作为一种相对不变的金属氧化物，，，其在合金550℃持久时效过程中险些不产生变动。。

2.2Ti600合金持久时效过程中析出相的演化行为

2.2.1α2相的演化行为

近α型Ti600合金在持久时效过程中会有小尺寸的析出相析出，，，例如α2相、、硅化物S2相称，，，但由于析出相尺寸很小，，，用光学显微镜难以分辨，，，故选取TEM观察合金中藐小析出相的描摹特点及析出行为。。图4为经550℃持久时效50、、100、、200、、500、、1000和2000h后Ti600合金中α2相的TEM暗场像。？？芍，，，经550℃持久时效，，，合金晶内析出的α2相出现球状或椭球状，，，且均在纳米级别，，，并在晶内弥散散布。。时效50h后即有α2相析出，，，经丈量α2相的均匀直径约为5.8nm。。随着时效功夫的耽搁，，，α2相的析出数量增多，，，尺寸逐步增大。。时效功夫为100、、200和500h时，，，α2相的尺寸别离增大至7.2、、8.4和9.2nm。。时效初期0～500h内，，，α2相的数量和尺寸显著增大，，，但其时效功夫超过500h后，，，α2相的析出逐步趋于稳态，，，数量根基不变，，，且增长缓慢，，，其尺寸根基上在9nm左右。。550℃持久时效过程中α2相的尺寸变动列于表2中。。这是由于在较低温度550℃下持久时效过程中，，，Al、、Ti原子的扩散速度较为缓慢，，，α2相始终与基体维持着共格关系，，，状态始终为球状或椭球状，，，α2相尺寸缓慢增长，，，但仍在10nm以内。。

2.2.2硅化物S2相的演化行为

Ti600合金成分中含有肯定量的Si元素，，，但通常Si在Ti中的固溶度比力小。。除微量的Si固溶于基体外，，，大部门Si以硅化物的大局析出。：辖鹪谑毙Ч讨，，，亚稳β相会分化析出时效硅化物。。硅化物的析出过程通？？砂凳疚:β→α时效+硅化物时效+β时效残留。。图5为Ti600合金经尺度热处置(固溶和时效处置)后合金中的硅化物的描摹及衍射黑点。？？杉，，，合金时效析出的硅化物重要为S2相(Ti，，，Zr)6Si3，，，呈球状或椭球形。。S2相晶体结构为六方结构，，，重要散布在α片层与β相的相界面处，，，也有部门S2相散布在α片层内部。。图5(c)为α相和S2相取向关系的衍射投影图［23］，，，可知硅化物S2相与基体亦拥有肯定的晶体学取向关系如下:［0111］α//［2210］S2，，，(0110)α//(2110)S2［23］。。

Ti600合金经550℃持久时效，，，其内部依然会由于亚稳β相分化而析出S2相。。图6为Ti600合金经550℃持久时效50、、100、、200、、500、、1000和2000h后，，，S2相的描摹。？？杉，，，550℃时效过程中，，，S2硅化物相逐步析出并长大。。在时效初期0～200h，，，S2相的尺寸较小，，，时效50h后S2相的尺寸约为61nm。。随着时效功夫耽搁至200h，，，S2相尺寸逐步增大至85nm，，，且S2相的状态依然为球状或椭球状。。但随着时效功夫进一步耽搁至200h以上，，，S2相逐步粗化，，，且S2相长大过程中逐步沿着长轴方向成长使其状态逐步向棒状转变。。其时效功夫耽搁至2000h，，，合金中S2相的尺寸已经达到约175nm。。丈量Ti600合金经550℃持久时效分歧功夫后合金中S2相的均匀尺寸，，，并列 入表3中。。

由Ti600合金经550℃持久时效后S2相的析出行为可知，，，通常S2相的析出与长大通常重要受元素的扩散影响。。若思考元素扩散的影响，，，并假定S2相的析出和长大法规切合Lifshitz-SlyozovWagner(LSW)熟化理论，，，则其理论方程为:

r3i－r30=8DσVmC∝(∞)t(ＲT)－1/9=Kt(1)

式中:ri和ro是合金中S2相长大过程中最终和原始尺寸，，，D为析出相中的重要元素在α-Ti中的扩散系数，，，σ为析出相S2相与基体之间的界面张力，，，Vm为析出相S2相的摩尔体积，，，C∝(∞)为离析出颗粒无限远处的基体中的元素的平衡浓度，，，Ｒ为气体常数，，，T为绝对温度，，，K为长大速度，，，t为功夫［24-25］。。

由表3测出的550℃持久时效50h至2000h后合金中S2相的均匀尺寸，，，别离推算分歧时效功夫合金中S2相的尺寸r3与功夫t的关系，，，如图7所示。。

可见，，，Ti600合金在550℃持久时效0～2000h过程中，，，r3与t根基呈线性关系，，，此注明550℃持久时效过程中S2相的长大过程切合LSW模型，，，由式(1)推算合金中S2相的长大速度K=2.69×10³nm³·h^－1。。

注明Ti600合金在550℃持久时效过程中时效硅化物S2相的长大重要受Zr元素的扩散节制。。

已有钻研可知［24］，，，时效硅化物S2相的重要形成元素Si、、Ti、、Zr在α-Ti中的扩散激活能别离为250、、150和50kJ·mol^－1，，，因而Zr在α-Ti中的扩散激活能相对较低。。别的，，，由于合金中仅含有4mass%的Zr，，，因而能够揣度，，，Ti600合金550℃持久时效过程中硅化物相(Ti，，，Zr)6Si3的长大重要受Zr元素节制。。

3、、结论

1)Ti600合金在550℃持久时效下稀土相较为不变，，，但硅化物S2相和α2相逐步析出并长大;

2)Ti600合金在550℃持久时效过程中α2相以缓慢的速度长大，，，且与基体α相一向维持共格关系，，，并始终维持球状或椭球状，，，时效500h后，，，合金中α2相根基不变，，，尺寸根基不变;

3)硅化物S2相在α片层与β相界面或α相内析出，，，在200～2000h时效过程中长大显著，，，并且逐步沿着长轴方向成长使其状态向棒状转变，，，S2相长大速度K=2.69×103nm³·h^－1;Zr的扩散重要节制合金中S2相的长大。。

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