適配SiC/Ti65復合材料制備的Ti65合金包套組織性能調控及高溫服役穩定性優化研究——基于高超聲速飛行器前緣、迎風面極端熱環境服役需求，解決傳統高溫鈦合金600℃以上承載不足抗變形能力薄弱短板

高超聲速飛行器在服役時,由于空氣壓縮與摩擦,使其表面溫度迅速升高。例如,X-15在以5馬赫的速度飛行時,其前緣表面溫度可以達到718℃;X-43在以6馬赫的速度巡航過程中，前緣、機身迎風面等部位表面溫度甚至超過1000℃[1]。由此可知,高超聲速飛行器主承力部件材料的設計應兼顧耐高溫和強大高溫性能的雙重需求[2-4]。然而,傳統鈦合金因高溫承載能力不足，熱力耦合場下抵抗變形能力差等原因，無法滿足其在高超聲速飛行器設計使用需求，尤其是在使用溫度超過600℃的嚴苛服役環境下[5]。Ti65是一種10組元近a型鈦合金,其設計使用溫度為600~650℃,具有良好的綜合性能,主要用于航空600~650℃高溫長時主承力部件以及航天650~750℃高溫短時結構件[5]。通過SiC纖維增強Ti65合金,構件性能大幅提升:在相同的試驗條件下,SiC/Ti65復合材料在室溫下沿纖維方向的抗拉強度比Ti65合金提升129%;SiC/Ti65復合材料在650℃下沿纖維方向的抗拉強度比Ti65合金提升264%[6]。此外,還具備耐腐蝕、耐磨損和高熱穩定性，克服了鎳基高溫合金密度過大及陶瓷基復合材料脆性高的缺點[7-13]。由此可見,利用SiC/Ti65復合材料有望解決高超聲速飛行器在600~650℃使用溫度范圍內材料高溫承載能力不足和抵抗變形能力差的問題。

在SiC/Ti65復合材料制備過程中,通常采用磁控濺射法制備先驅絲，再將先驅絲裝入Ti65包套，最后通過熱等靜壓(Hot isostatic pressing,HIP)致密成型[12]。而在熱等靜壓期間，溫度與壓力的動態變化會致使Ti65包套組織及性能發生改變。目前，Ti65合金熱處理已開展部分研究[14-15],就實際應用于SiC/Ti65復合材料包套的Ti65合金而言,經歷HIP以及利用熱處理(HT,Heat treatment)手段恢復其性能的方法尚未見報道。因此，本文旨在通過試驗分析熱處理與熱等靜壓工藝對Ti65合金的組織與性能的影響，并分析不同狀態試樣室高溫拉伸斷裂機制，以優化SiC/Ti65復合材料制備工藝方案。

1、試驗材料與方法

本試驗采用的Ti65合金鍛件由某研究所制備，其相變點為1080℃,熱等靜壓工藝一般在960℃下進行5。其化學成分如表1所示，經過6種不同工藝的處理后制成拉伸試樣，具體工藝如圖1所示。其中,HT階段采用空冷(Air cooling),HIP階段采用爐冷(Furnace cooling)。

表1 Ti65合金的化學成分(質量分數，%)

Table 1 Chemical composition of the Ti65 alloy(mass fraction,%)

拉伸試驗在 Instron5582型電子萬能試驗機上進行,室溫測試根據標準GB/T228.1-2021《金屬材料拉伸試驗第1部分:室溫試驗方法》進行;高溫測試根據標準GB/T228.2-2015《金屬材料拉伸試驗第2部分:高溫試驗方法》進行。將不同狀態的Ti65試樣切割、研磨、拋光、蝕刻以進行后續表征，蝕刻溶液為HF、HNO₃、H₂O的混合溶液，體積比為1:1:50;利用掃描電鏡(Sigma300)獲得試樣組織及斷口的顯微照片;采用C-nano EBSD分析探頭獲得試樣縱剖面的微觀結構信息。

2、試驗結果及討論

2.1顯微組織

6種不同工藝處理的試樣顯微組織如圖2所示。圖2(a)為鍛態，其組織為典型的雙態組織，由初生α相、片層α相和β相組成。圖2(b)HT態組織由β轉變組織、初生α相組成。圖2(c)HIP態的組織與初始態組織相似。圖2(d)為HT-HIP態的組織，由初生α相、β轉變組織組成;與HT態相比,由于后續又經歷了HIP的過程，在960℃下，HT-HIP組織的β轉變組織中片層α相晶粒長大，導致片層明顯粗化,從HT態的0.44μm增加到HT-HIP態的0.78μm。圖2(e)HIP-HT的試樣組織由少量初生α相、大量β轉變組織組成;與HIP態相比,熱處理后片層α相變細，形成大量β轉變組織。圖2(f)中HT-HIP-HT試樣的組織由少量α相和大量β轉變組織組成;與HT-HIP試樣組織相比,熱處理后的試樣β轉變組織中的片層α相明顯細化。經過熱處理的試樣,組織中都出現了大量的β轉變組織,這可能是影響性能的主要原因之一[16]。此外,6種組織中都存在球狀的硅化物,并彌散分布在組織中[17]。分別測量了6種組織的片層α相寬度并取平均值,如表2所示,可將6種狀態的組織分為兩類:第一類包括鍛態、HIP態和HT-HIP態,這類組織中片層α相的寬度均大于1μm;第二類包括 HT態、HIP-HT態和 HT-HIP-HT態,這類組織中的片層α相更細小,均不超過0.6μm,且等軸α相占比很少。綜合考慮工藝流程的簡潔性以及不同工藝得到的組織特征，后續重點分析HIP態及HIP-HT態試樣的組織與斷裂機制。

表2不同組織中片層α相的寬度

Table 2 The widths of lamellar a phases in different microstructure

如圖3所示分別為HIP態和HIP-HT態試樣的反極圖(Inversepole figure，IPF)和核平均錯配角(Kernel average misorientation,KAM)。其中,IPF除觀察晶粒取向外,本文主要用于觀察晶粒變化;KAM值的大小代表錯配角度的大小,圖中綠色部分越深，位錯越密集。從圖3(a)和3(b)中可以觀察到經過HIP的試樣晶粒多呈等軸狀，且晶粒中錯配程度較高。而圖3(c)和3(d)中HIP-HT態的試樣由于經過了熱處理，組織中出現了許多針狀析出相，且晶粒內的錯配程度明顯降低。

2.2 室溫拉伸

室溫拉伸的試驗結果見表3。結果顯示，在上述熱處理制度下,HT和HIP都會使Ti65合金的抗拉強度有不同程度的提升，HIP處理后合金的屈服強度略微下降、伸長率降低及斷面收縮率增加。從HT-HIP、HT-HIP-HT和HIP、HIP-HT4種狀態試樣的檢測結果中可以看出，HT可以使HIP后的試樣強度稍有恢復。其中HIP-HT和HT-HIP-HT的處理對Ti65合金抗拉強度的提升最為明顯，塑性和韌性相差不大。

表3不同狀態下Ti65合金的室溫拉伸性能

Table 3 Tensile properties at room temperature of the Ti65 alloy in different states

2.2.1斷口形貌

HIP態和HIP-HT態試樣的室溫拉伸的斷口如圖4所示。圖4(a)為HIP態試樣的斷口全貌,其中心位置有大量深韌窩，且由于HIP后合金的塑性明顯升高，斷口頸縮現象明顯，且斷口邊緣出現剪切唇。將HIP態的斷口形貌局部放大如圖4(b)和4(c)所示。圖4(b)為斷口的中心部分，可以觀察到分布大量韌窩，韌窩周圍還存在撕裂棱;圖4(c)為斷口的邊緣部分，該區域的韌窩較淺。說明裂紋起源于中心部分并向外擴展，最終導致斷裂。圖4(d)為HIP-HT態試樣的斷口全貌，其表面較為平整，有明顯準解理斷裂的跡象。HIP-HT態的斷口形貌細節如圖4(e)和4(f)所示。斷口表面存在平坦的解理小平面及撕裂棱，是典型的解理斷裂特征，且撕裂棱上存在微孔，推測是解理斷裂沿著片層α相斷裂,硅化物掉落形成微孔。HIP試樣和HIP-HT試樣的斷口反映了兩者在拉伸性能上的區別,HIP試樣的韌性較HIP-HT更高，這與表3中所示的結果一致。

2.2.2室溫拉伸斷裂機制

對HIP拉伸試樣和HIP-HT拉伸試樣的縱剖面進行EBSD分析，如圖5所示。圖5(a)和5(b)分別為HIP拉伸試樣的縱剖面反極圖(Inverse pole figure，IPF)和核平均取向差(Kernel average misorientation,KAM),從圖3(a)和圖5(a)中的反極圖能夠清晰觀察到，斷口附近的晶粒發生了顯著變形，部分晶粒被明顯拉長甚至出現破裂現象。這一現象表明，拉伸應力引發了晶粒的塑性變形，那些無法承受形變的晶粒最終遭到破壞。此外，KAM圖顯示晶界處的錯配程度相對更高，這意味著塑性變形主要集中于這些區域。同時，晶粒內部出現了不連續的錯配值升高情況,這說明材料在拉伸載荷作用下,不僅發生了局部塑性變形，還出現了晶體滑移現象[18]。綜上所述，在室溫拉應力的作用下，HIP態試樣內部先發生塑性變形，隨后斷裂，斷裂形式為韌性斷裂。

圖5(c)、5(d)、5(e)和5(f)分別為HIP-HT拉伸試樣縱剖面斷口附近和裂紋附近的IPF和KAM圖。從圖5(c)和5(d)中可以看出，在HIP-HT態試樣中，針狀析出相周圍的錯配程度顯著高于其他部位。這一現象表明，析出晶粒對材料中位錯的運動起到了阻礙作用,而這正是HIP-HT態試樣抗拉強度得以提升的原因[19]。另外,從圖3(c)未拉伸前的IPF中可以發現,在該試樣中沒有出現明顯被拉長的晶粒,這主要是因為試樣在經歷HT處理后，其塑性有所下降。從圖5(e)和5(f)中可以發現HIP-HT態試樣在析出相較少的位置發生了穿晶斷裂，裂紋周圍錯配程度明顯高于其他地方,由此可以判斷是由于晶粒內部滑移帶產生較大局部應變，滑移帶之間不能很好地協調變形，導致應力集中,最終誘發裂紋成核[20-21]。

2.3 650℃拉伸

6種狀態試樣650℃拉伸的試驗結果詳細數據見表4。從650℃下得到的拉伸結果發現，熱處理工藝對 Ti65合金性能影響的規律類似,即HIP提升塑性,HT提升強度。但與室溫狀態不同的是,HIP-HT態的塑性要優于HIP態。綜合考慮，同樣選擇HIP態和HIP-HT態的斷口進行進一步研究。

表4不同狀態下Ti65合金的650℃拉伸性能

Table 4 Tensile properties at 650℃ of the Ti65 alloy in different states

2.3.1 斷口分析

HIP態和HIP-HT態在650℃下拉伸的斷口如圖6所示。圖6(a)為HIP態的斷口全貌,其表面起伏較大，中心部位有深韌窩。將該斷口中心和邊緣位置放大如圖6(b)和6(c)所示,可以發現兩位置的形貌特征相似,均存在大而深的韌窩,大韌窩周圍分布較小的韌窩，因此該試樣為韌性斷裂。圖6(d)為HIP-HT態的斷口全貌,該斷口頸縮與HIP態相比更為嚴重，且存在剪切唇。將該斷口中心和邊緣位置放大如圖6(e)和6(f)所示,與HIP態相比,HIP-HT態中心位置的韌窩更大,說明HIP-HT試樣的韌性要高于HIP態試樣,這也對應了拉伸性能的檢測結果;邊緣位置為剪切唇,韌窩較淺且沿裂紋擴展方向分布;說明在拉伸過程中,試樣中心部分先發生失效，隨后向外擴展形成剪切唇，最終斷裂。

2.3.2高溫拉伸斷裂機制

圖7為650℃下HIP態和HIP-HT態試樣拉伸斷口附近的EBSD分析結果。在HIP態試樣的斷口附近,由圖7(a)和7(b)可見,HIP態試樣在高溫拉伸斷口處的KAM分布與室溫下的情況相差無幾。從7(c)能夠觀察到,微孔洞在相界處萌生,隨后沿著界面不斷擴展,進而致使周圍的α晶粒破碎。這是因為在拉伸過程中,初始的α晶粒來不及調整至有利取向。如圖7(d)所示,α晶粒周圍錯配值偏高,表明晶粒未能有效協調應變,最終遭到破壞[22]。

HIP-HT態的斷口附近分布著大量細小晶粒,如圖7(e)所示。且在圖7(g)里,微孔周圍也聚集著眾多新生成的小晶粒,可以推測這些小晶粒對阻止裂紋的擴展起到了一定作用。通過對圖7(f)和7(h)的KAM圖分析發現,小晶粒處的錯配值極小,這極有可能是因為在高溫拉伸過程中發生了動態再結晶現象，而這也正是HIP-HT態在高溫下塑性更好的原因[23-25]。對比HIP態與HIP-HT態的KAM分布(圖7b和7f)可知,HIP-HT態的應力分布更為均勻，應力集中現象明顯較少。這表明在該狀態下，晶粒的協同變形能力優于HIP態,進而使得HIP-HT態的塑性高于HIP態。

2.3.3 斷裂機制

由此可以總結出本次試驗中HIP態和HIP-HT態試樣的斷裂機制,如圖8所示。HIP態試樣在室溫和650℃下的斷裂機制相同:在拉伸初期產生位錯并發生塑性變形，當晶粒之間不能很好地協調塑性變形時，位錯在晶界處堆積,并隨著位移的增加產生微孔洞,這些微孔洞連接起來形成裂紋。HIP-HT態試樣在室溫下的斷裂機制為:拉伸初期產生位錯,在來不及發生塑性變形時堆積在針狀析出相處，隨著載荷的增加，位錯堆積處產生微孔洞形成裂紋。HIP-HT態試樣在650℃下的斷裂機制為:在高溫和拉伸力的作用下,產生位錯的同時試樣內部發生了動態再結晶,于是位錯在再結晶晶粒的作用下分布于晶粒周圍。隨著載荷的增加，當這些晶粒不能再協調變形時，裂紋萌生。

3、結論

1)從6種狀態試樣的組織來看,鍛態和HIP態的組織相似,均為比較典型的雙態組織;其中HIP態由于在960℃保溫1h,導致晶粒尺寸較初始態更大;其余4種經過HT的組織中都出現了大量的β轉變組織,其原因是HT能夠促進β轉變組織的產生,進而導致最終經過HT處理的試樣拉伸性能較好;

2)室溫拉伸的結果中經過HT處理的試樣，其塑性較低;而高溫拉伸的結果中經過HT處理的試樣塑性依然保持較高的狀態,EBSD分析發現高溫拉伸過程中試樣發生了動態再結晶，而室溫拉伸時沒有出現該現象，由于動態再結晶導致高溫拉伸時經過HT處理的試樣塑性依然較高;

3)HIP態試樣的室溫和高溫拉伸斷裂機制均為韌性斷裂，即在拉伸初期產生位錯→位錯在相界處堆積→產生微孔洞→微孔洞聚集形成裂紋并擴展;HIP-HT態試樣室溫下的斷裂機制可以總結為:拉伸初期產生位錯→位錯在針狀析出相處堆積→裂紋在位錯堆積處萌生→裂紋擴展;HIP-HT態試樣在高溫下的斷裂機制可以總結為:拉伸初期產生位錯→部分晶粒發生動態再結晶，位錯沿再結晶晶粒周圍分布→再結晶晶粒晶界處產生裂紋→裂紋擴展。

綜上所述,SiC/Ti65復合材料制備所采用的熱等靜壓工藝對Ti65合金包套的性能影響較大,在960℃高溫高壓的作用下,其組織結構發生明顯改變,晶粒的粗化會降低其性能,導致鈦基復合材料性能的整體下降;在熱等靜壓后熱處理可促使Ti65合金包套產生β轉變組織，除細化晶粒外還能促使其在高溫拉伸時發生動態再結晶,提升Ti65合金包套的拉伸性能，從而提升SiC/Ti65復合材料整體性能。

參考文獻

[1]金旗.SiC纖維增強Ti基復合材料的制備及微觀組織結構研究[D].北京:北京科技大學,2021.

JIN Qi. Preparation and microstructure of fiber reinforced Ti matrix composites[ D]. Beijing:University of Science and Technology Beijing,2021.

[2]楊亞政，楊嘉陵，方岱寧.高超聲速飛行器熱防護材料與結構的研究進展[J].應用數學和力學,2008(1):47-56.

YANG Ya-zheng, YANG Jia-ling, FANG Dai-ning. Research progress on the thermal protection materials and structures in hypersonic vehicles[J].Applied Mathematics and Mechanics,2008(1):47-56.

[3]崔爾杰.近空間飛行器研究發展現狀及關鍵技術問題[J].力學進展,2009,39(6):658-673.

CUI Er-jie. Research statutes, development trends and key technical problems of near space flying vehicles[J]. Advances in Mechanics,2009,39(6):658-673.

[4]黃偉,羅世彬,王振國.臨近空間高超聲速飛行器關鍵技術及展望[J].宇航學報,2010,31(5):1259-1265.

HUANG Wei,LUO Shi-bin,WANG Zhen-guo. Key techniques and prospect of near-space hypersonic vehicle[J]. Journal of Astronautics,2010,31(5):1259-1265.

[5]王超,張旭,王玉敏,等.SiC/Ti65復合材料界面反應與基體相變機理[J].金屬學報,2020,56(9):1275-1285.

WANG Chao,ZHANG Xu,WANG Yu-min,et al. Mechanisms of interfacial reaction and matrix phase transition in SiCr/Ti65 composites[J].Acta Metallurgica Sinica,2020 56(9):1275-1285.

[6]劉范凱.SiC/Ti2AlNb復合材料增強Ti65合金力學性能研究[D].沈陽:沈陽理工大學,2023.

LIU Fan-kai. Study on mechanical properties of Ti65 alloy with SiC/Ti2AlNb composite[D]. Shenyang: Shenyang Ligong University,2023.

[7]王清江,劉建榮,楊銳.高溫鈦合金的現狀與前景[J].航空材料學報,2014,34(4):1-26.

WANG Qing-jiang,LIU Jian-rong,YANG Rui. High temperature titanium alloys:status and perspective[J].Journal of Aeronautical Materials,2014,34(4):1-26.

[8]王玉敏，張國興，張旭，等.連續SiC纖維增強鈦基復合材料研究進展[J].金屬學報，2016,52(10):1153-1170.

WANG Yu-min,ZHANG Guo-xing,ZHANG Xu,et al. Adcances in SiC fiber reinforced titanium matrix composites[J]. Acta Metallurgica Sinica,2016,52(10):1153-1170.

[9] Weber C H,Du Z Z,Zok F W,et al. High temperature deformation and fracture of a fiber reinforced titanium matrix composite[J].Acta Materialia,1996,44(2):683-695.

[10]羅國珍.鈦基復合材料的研究與發展[J].稀有金屬材料與工程,1997(2):1-7.

LUO Guo-zhen. Recent development of titanium metallic matrix composites[J].Rare Metal Materials and Engineering,1997(2):1-7.

[11] Jia Q Y,Wang Y M,Zhang X,et al. Failure mechanism of continuous fiber-reinforced titanium matrix composite bling under rotational loading[J]. Journal of Materials Research and Technology,2022,18:788-799.

[12]張旭.SiC/TC17復合材料界面反應、殘余應力及力學性能研究[D].沈陽:中國科學院金屬研究所,2012.

ZHANG Xu. Study on interface reaction,redidual stress and mechanical properties of SiC/TC17 composite[D].Shenyang:Institute of Metal Research,Chinese Academy of Sciences,2012.

[13]楊青.SiC/BT25復合材料制備工藝及其拉伸性能研究[D].沈陽:中國科學院金屬研究所,2018.

YANG Qing. Preparation process and tensile properties of SiC/BT25 composites[D]. Shenyang:Institute of Metal Research,Chinese Academy of Sciences,2018.

[14]吳汐玥,陳志勇,程超,等.熱處理對Ti65鈦合金板材的顯微組織、織構及拉伸性能的影響[J].材料研究學報,2019,33(10):785-793.

WU Xi-yue,CHEN Zhi-yong,CHENG Chao,et al. Effects of heat treatment on microstructure,texture and tensile properties of Ti65 alloy[J].Chinese Journal of Materials Research,2019,33(10):785-793.

[15]譚海兵,臧健,梁弼寧,等.中溫熱處理對Ti65合金淬火組織及室溫拉伸性能的影響[J].材料研究學報,2023,37(12):881-888.

TAN Hai-bing,ZANG Jian,LIANG Bi-ning,et al. Effect of medium heat treatment on quenched microstructure and tensile properties of Ti65 alloy[J].Chinese Journal of Materials Research,2023,37(12):881-888.

[16]Liu X Y,Li H W,Zhan M,et al. Quantitative characterization of lamellar a precipitation behavior of IMI834 Ti-alloy in isothermal and non-isothermal heat treatments[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2022,32(1):162-174.

[17]Ke Y,Liu J R,Zhang H J,et al. Precipitates and alloying elements distribution in near a titanium alloy Ti65[J]. Journal of Materials Science& Technology,2020,36:91-96.

[18] Yan Z B, Wang K, Zhou Y,et al. Crystallographic orientation dependent crack nucleation during the compression of a widmannstatten-structure a/β titanium alloy[J].Scripta Materialia,2018,156:110-114.

[19] Zhou Y, Wang K, Yan Z B,et al. Ex-situ study on mechanical properties and deformation mechanism of three typical microstructures in TA19 titanium alloy[J].Materials Characterization,2020,167:110521.

[20] Tan C S,Sun Q Y,Lin X,et al. Characterization of deformation in primary a phase and crack initiation and propagation of TC21 alloy using in-situ SEM experiments[J].Materials Science and Engineering A,2018,725:33-42.

[21] Guo Y,Britton T B,Wilkinson A J,et al. Slip band-grain boundary interactions in commercial-purity Titanium[J].Acta Materialia,2014,76:1-12.

[22]何東.雙相多晶鈦合金微觀塑性變形機理與組織演化的定量研究[D].哈爾濱:哈爾濱工業大學,2012.

HE Dong. Quantitative research on micro-plastic deformation mechanism and microstructure evolution of polycrystal-dual phase titanium alloy[D].Harbin:Harbin Institute of Technology,2012.

[23]唐澤，楊合，孫志超，等.TA15鈦合金高溫變形微觀組織演變分析與數值模擬[J].中國有色金屬學報,2008(4):722-727.TANG Ze,YANG He,SUN Zhi-chao,et al. Microstructure evolution and numerical simulation of TA15 titanium alloy during hot compressive deformation[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2008(4):722-727.

[24] Jeoung H K,Semiatin S L,Lee C S. Constitutive analysis of the high-temperature deformation of Ti-6Al-4V with a transformed microstructure[J].Acta Materialia,2003 51:5613-5626.

[25]陳慧琴,林好轉,郭靈,等.鈦合金熱變形機制及微觀組織演變規律的研究進展[J].材料工程,2007(1):60-64.CHEN Hui-qin,LIN Hao-zhuan,GUO Ling,et al. Progress on hot deformation mechanisms and microstructure evolution of titanium alloys[J].Journal of Materials Engineering,2007(1):60-64.

（注，原文標題：熱等靜壓對Ti65合金包套組織性能的影響_鞠長濱）