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高温钛合金具有较高的比强度，良好的耐高温、耐腐蚀性能等，成为航空发动机用关键结构材料［1–2］，目前成熟的高温钛合金的最高使用温度约为600 ℃，如美国的Ti-1100、英国的IMI834、俄罗斯的BT36和中国的Ti60等合金［3–5］。近年来，随着航天工业发展，高性能飞行器的飞行速度不断地提高，600 ℃以上短时使用的高温钛合金受到关注。
不同于航空发动机用长时高温钛合金，高速飞行器用高温钛合金服役时间短，且需成形复杂构件，因此在具备较高的600 ℃以上瞬时强度的同时，要求材料具有良好的热成形、超塑成形、焊接性能等工艺性能［6–7］。基于此，研究学者开展了新型短时用高温钛合金的设计，开发了BTi-6431S［8］，BTi-62421S［9］，Ti650［10］等合金，通过调整高熔点β稳定元素Nb，Mo，W等含量，在提高强度的同时改善成形性能［11–12］。
在钛合金中，Fe是一种常见的β稳定元素，可以起到固溶强化作用［13］，由于对高温蠕变性能不利，很少在长时高温钛合金中使用［14–15］。但短时高温钛合金对长时蠕变性能无要求，而且加入适量的Fe元素有利于提高合金的加工工艺性能，在超塑性钛合金中得到大量应用［16］，且Fe价格低廉，可降低原料成本［17］。因此，本文在前期Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Nb-W-Si合金研究基础上，添加少量Fe元素（0.5%，质量分数）改善工艺性能，设计了一种新型650 ℃短时用高温钛合金Ti-6.5Al-2Sn-4Zr-1.5Mo-2Nb-0.5Fe-0.2Si。
热处理对钛合金的组织具有显著影响，通过控制热处理工艺参数，可以调控钛合金的显微组织，进而获得不同的性能匹配。在钛合金中，单级退火是一种常用的热处理工艺，可以消除内应力，改善合金力学性能。本文讨论了不同退火温度对Ti-6.5Al-2Sn-4Zr-1.5Mo-2Nb-0.5Fe-0.2Si合金组织和室温及650 ℃拉伸性能的影响规律，为合金的工程应用奠定基础。
实验材料名义成分为Ti-6.5Al-2Sn-4Zr-1.5Mo-2Nb-0.5Fe-0.2Si，其钼当量（［Mo］eq）为3.106%，属于一种α+β型钛合金；其实际化学成分为Al 6.84%，Sn 2.06%，Zr 4.03%，Mo 1.52%，Nb 2.12%，Fe 0.59%，Si 0.22%，余量为Ti和不可避免的杂质元素。采用三次真空自耗熔炼合金铸锭，并在两相区轧制成Φ12 mm棒材，获得的合金棒材原始组织为由块状初生α相和β转变组织构成的双态组织，如图1所示（由Axiovert 200MAT型Zeiss光学显微镜（OM）拍摄）。通过淬火金相法测得合金的β转变温度（Tβ）为1010~1020 ℃，分别在Tβ以下、接近Tβ及Tβ以上选择合适的温度保温2 h空冷（AC），具体热处理制度和对应的退火温度如表1所示。
利用OM和JEOL JSM-7001F型场发射扫描电镜（SEM）进行合金微观组织观察，断口形貌观察和电子背散射衍射（EBSD）晶粒取向分析也在同型号的SEM上进行，其中OM试样需要进行抛光和腐蚀，腐蚀采用经过稀释的Kroll's试剂（HF∶HNO3∶H2O=1∶3∶25，体积比），EBSD试样抛光后不腐蚀。微区成分测试在JXA-8230型电子探针显微分析仪上进行，所用试样的制备要求与EBSD一致。拉伸性能测试在配有加热炉的MTS万能实验机上进行，采用标距为25 mm的标准Φ5 mm圆柱试样，分别采用YYU-5/25型室温电子引伸计和Epsilon 3448-036M-050型高温引伸计记录拉伸变形。室温拉伸初始应变速率为1.3×10–3 s–1，高温拉伸屈服前和屈服后的应变速率分别为2.0×10–4和1.3×10–3 s–1，每个试验点测量3组平行试样，测量结果取平均值。
图2为不同温度单级退火处理后Ti-6.5Al-2Sn-4Zr-1.5Mo-2Nb-0.5Fe-0.2Si合金的显微组织。可见，Ti-6.5Al-2Sn-4Zr-1.5Mo-2Nb-0.5Fe-0.2Si合金在Tβ以下退火处理时获得双态组织（图2（a~f）），由等轴状初生α相（αp）和β转变组织（βt）组成；接近Tβ退火时（图2（g，h）），仅有少量等轴αp相，β晶界处析出明显的α相；Tβ以上时，αp相消失，合金获得片层组织（图2（i，j）），其形貌与双态组织中的βt组织相似，由片层α相和残余β相组成。
对950~1010 ℃退火处理Ti-6.5Al-2Sn-4Zr-1.5Mo-2Nb-0.5Fe-0.2Si合金的显微组织参数进行统计分析，结果如表2所示。可见，随着退火温度升高，αp相尺寸未发生明显改变，但其体积分数逐渐降低，而βt组织含量逐渐升高、尺寸增大，且退火温度越接近Tβ，变化幅度越大。当退火温度达到1010 ℃时，αp相含量仅为3%，αp相对晶界的钉扎作用降低，βt组织平均尺寸达到88 μm，接近950 ℃热处理合金的10倍。此外，不同于950~990 ℃退火时αp相主要分布在β晶粒的界面或三叉晶界处，接近Tβ退火时部分αp相分布在β晶粒内部（图2（g）箭头），这与Ti60合金的实验结果相一致［18］。退火处理保温过程中，αp相逐渐转变为β相，在随后的AC过程中，发生β→α相变，由于冷却速度较快，β相中的元素来不及通过长程扩散进入αp相，只能通过短程扩散在β相中形成片层状的次生α相（αs），随着退火温度的升高，αs片层厚度由300 nm增加到了1000 nm。1040 ℃退火时，由于温度超过Tβ，αp相消失，阻碍晶界长大作用消除，原始β晶粒快速长大，在随后的AC过程中，首先在高缺陷的β晶界处析出晶界α相，晶界α又阻碍晶粒进一步长大；同时随着温度降低，晶粒内部析出α片层，大量β稳定元素富集导致α片层之间有少量残余β相。
分别选取典型的Tβ以下和以上退火处理的Ti-6.5Al-2Sn-4Zr-1.5Mo-2Nb-0.5Fe-0.2Si合金进行EBSD观察，结果如图3所示。可见，990 ℃退火处理后，双态组织中的α相有等轴状αp相和片层状αs相两种形态，其中取向相同的αs片层相互层叠，形成了平均宽度约为5 μm的片层集束，各集束间存在取向差异（图3（a））。而1040 ℃退火后，原始β晶粒内的α片层并未层叠为明显的厚集束，而是相互交织，呈现出类似网篮编织状的特征，以图中白线标注的3类取向不同的片层为例，通过标定片层的长度方向，可以发现它们之间呈70°，70°和40°的位向关系（图3（b））。为揭示其晶体学取向的差异，分别标出3类片层的取向，并通过欧拉角计算取向差可知3类片层的c轴互成60°。
利用电子探针对不同温度退火处理后的Ti-6.5Al-2Sn-4Zr-1.5Mo-2Nb-0.5Fe-0.2Si合金αp相和βt组织的各元素含量进行测定，结果如表3所示。β稳定元素Mo，Nb，Fe在αp相中的含量明显低于βt组织，而且与Nb元素相比，Mo和Fe的偏聚更明显，在αp相中含量极少。随着退火温度的升高，βt组织中Al的含量逐渐升高，Mo，Nb和Fe元素的含量基本呈逐渐下降趋势，因此β相的稳定性下降，在AC过程中倾向生成更厚的αs片层。
图4为Ti-6.5Al-2Sn-4Zr-1.5Mo-2Nb-0.5Fe-0.2Si合金经过不同温度退火处理后的室温和650 ℃拉伸性能。可见，对于室温拉伸实验，随着退火温度的升高，合金强度先降低，延伸率略微升高，断面收缩率保持53%不变，990 ℃退火处理时合金的强度最低，塑性最高；继续增加退火温度，合金强度略有升高，但是延伸率和断面收缩率显著降低（图4（a））。650 ℃拉伸时，随着退火温度升高，合金的屈服强度和抗拉强度升高，延伸率逐渐降低。其中950~990 ℃退火时，合金的强度和塑性变化不明显，但是退火温度达到1010 ℃后，强度明显升高，塑性急剧降低。1040 ℃退火时，抗拉强度上升到575 MPa，延伸率则显著降低至27%（图4（b））。
室温拉伸时，在双态组织中，与片层βt组织相比，等轴αp相的变形协调性好，位错的增殖和运动易于进行。因此，950~990 ℃退火处理后，由于αp相含量达到或超过30%，变形易于分散在多个晶粒中，降低应力集中，因此合金的室温延伸率均在20%以上，断面收缩率达到53%。同时，随着退火温度升高，βt组织尺寸增大，且βt组织中的αs片层厚度增加，细晶强化作用减弱［19］，所以室温强度降低。当退火温度达到1010 ℃时，由于接近Tβ，合金主要由βt组织组成，αp相含量仅为3%。当βt组织发生变形时，位错需要穿过αs片层和残余β片层，由于二者存在一定的伯格斯矢量关系，因此位错只能通过滑移系由β相过渡到α相［20］，位错滑移受到阻碍，不利于合金发生变形，导致此时合金的室温塑性明显降低。1040 ℃处理后，合金中αp相消失，完全由粗大的β晶粒和片层组织组成，拉伸时，各晶粒之间、晶粒内部的集束之间以及集束内α片层与残余β相之间需要协调才能发生塑性变形［21］，所以合金塑性最差。
在高温下，合金中位错开动所需的临界应力下降，原子扩散速率加快，晶界更容易发生迁移，晶界对位错移动的阻碍变小，使合金的强度较室温拉伸明显的下降［14］。虽然高温下合金中的晶粒强度和晶界强度均有所下降，但晶界强度下降得更快，使得650 ℃时晶粒强度高于晶界强度，晶界成为变形中的薄弱环节［22］。因此合金在950~990 ℃退火时，随着退火温度的上升，合金中αs片层厚度增加，高温下易于迁移的界面数量减少，合金强度略有升高，塑性下降。当退火温度升高至1010 ℃及以上时，合金中β晶粒尺寸显著增大，αp相基本消失，此时晶界数量显著减少，使得合金高温强度进一步提高；但片层组织变形协调能力差，导致高温塑性较双态组织明显降低，使合金高温强度呈随退火温度升高而升高的趋势，而高温塑性则逐渐降低。
图5为Ti-6.5Al-2Sn-4Zr-1.5Mo-2Nb-0.5Fe-0.2Si合金和BTi6431S合金的拉伸性能对比。可以发现，Ti-6.5Al-2Sn-4Zr-1.5Mo-2Nb-0.5Fe-0.2Si合金经过1010 ℃/2 h，AC单级退火后，获得了较好的高温强度与室温塑性匹配，其在650 ℃下的抗拉强度可达555 MPa，室温延伸率达到13%，与高温钛合金BTi6431S相比［23］，其650 ℃抗拉强度虽略有不足，但室温塑性有所提高。
图6为Ti-6.5Al-2Sn-4Zr-1.5Mo-2Nb-0.5Fe-0.2Si合金室温拉伸断口形貌图。可见，990 ℃退火后的拉伸断口呈杯椎状，颈缩明显，断口边缘可以观察到与拉伸轴线呈45°的剪切唇；高倍下断口中心区域有大量深韧窝，为韧性断裂。退火温度提高到1010 ℃时，宏观断口较平整，且无明显颈缩，高倍下能观察到明显的解理台阶和少量浅韧窝，属于准解理断裂。退火温度继续提高至1030 ℃，合金发生解理断裂，断口处只能观察到解理台阶，而不存在韧窝。这一结果与合金室温塑性的结果对应。
图7为Ti-6.5Al-2Sn-4Zr-1.5Mo-2Nb-0.5Fe-0.2Si合金650 ℃拉伸断口形貌。可见，990 ℃和1010 ℃退火后的试样均发生韧性断裂，出现明显的缩颈，断口的纤维区范围较大，而剪切唇不明显。1030 ℃退火后，同样发生韧性断裂，在β晶粒内部可以观察到大量浅而平的韧窝，同时裂纹沿β晶粒的晶界扩展，使合金宏观断口具有了冰糖状断口特征。
1）Ti-6.5Al-2Sn-4Zr-1.5Mo-2Nb-0.5Fe-0.2Si合金在Tβ以下单级退火时获得由等轴αp相和βt组成的双态组织，随着退火温度的升高，等轴αp相体积分数下降但尺寸无明显变化，而βt组织尺寸和αs片层厚度增加；在Tβ以上退火则获得片层组织。与Mo元素类似，Fe元素主要偏聚在βt组织中。
2）室温拉伸时，随着退火温度的升高，Ti-6.5Al-2Sn-4Zr-1.5Mo-2Nb-0.5Fe-0.2Si合金的室温强度先降低后升高，但塑性先升高后降低，断裂方式发生韧性断裂、准解理断裂和解理断裂的转变。
3）650 ℃拉伸时，随着单级退火温度的升高，Ti-6.5Al-2Sn-4Zr-1.5Mo-2Nb-0.5Fe-0.2Si合金中变形协调性较好的αp相体积分数下降，αs片层厚度增加，高温下易于迁移的晶界的数量减少，合金的高温强度升高，延伸率下降，此时合金均发生韧性断裂。
4）Ti-6.5Al-2Sn-4Zr-1.5Mo-2Nb-0.5Fe-0.2Si合金经过1010 ℃/2 h，AC单级退火获得了较好的室温塑性与高温强度匹配。
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