近α高温钛合金则是在α型钛合基础上，参与少量β不变元素（如Mo，Nb，W，含量通常不超过2%)，形成以α相为主、含极少量β相的显微组织，因而得名“近α高温钛合金”。这种成分设计既保留了α型钛合金的主题优势，又通过微量β相的调控，提高合金热加工机能及高温机能。近α高温钛合金因其优异的比强杜纂耐热性，在航空发起机领域拥有沉要利用价值[1-3]。传统Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系合金在600℃以上服役时，因蠕变抗力降落及硅化物粗化导致组织失稳，造约其高温利用[4]。近年来有学者通过多元合金化设计例如参与肯定量的高熔点β不变元素（Nb、Ta和W等）有效提高了β相不变性，通过亚稳β相与α相的协同强化推进钛合金机能提升[5-8]。同时，有钻研发现适量增长稀土元素（如Y和Er等）能够有效细化晶粒，并在高温时通过晶界钉扎效应抑造晶粒成长[9]，成功将钛合金的使用温度区间提升至650~700℃。然而，在提升基体高温不变性的同时，第二相析出行为的精准调控成为平衡合金强塑性的关键。其中，硅化物的析出行为尤为敏感：粗壮硅化物作为应力集中源将显著降低合金韧性，而藐幼弥散硅化物可通过Orowan强化机造同步提升强杜纂塑性[10-12]。这种尺寸效应与散布特点的调控高度依赖于合金成分设计，成功的成分设计是保障合金机能的基石[13]，若何在初始的成分设计中调控硅化物的析出这一问题拥有着沉要的科学意思。

合金中Zr和Si元素对硅化物析出拥有协同调控作用[14-15]。从热力学角度看，Zr的增长会扭转硅化物的形成焓和形核势垒；同时，Zr作为中性元素，通过降低Si在钛基体中的溶化度推进硅化物析出，其含量变动直接影响析出相状态（S1型杆状或S2型椭球形）及散布特点[16]。当Si含量超过0.5%时，铸造及退火过程易形成粗壮脆性硅化物，而动态析出（如热轧造过程）可形成纳米技散相，使合金维持10%以上的室温塑性[17]。值妥贴心的是，Zr含量增长虽能推进硅化物析出，但是过高的Zr含量会显著提高硅化物/基体界面能，导致奥斯特瓦尔德熟化加剧，同步增大析出相尺寸与体积分数[18]。这种矛盾效应批注存在Zr/Si元素含量配比最优区间，现有钻研多聚焦于单一Zr元素或Si元素的增长对合金组织和机能的影响，很少有关于Zr和Si双元素含量配比对合金的组织和机能的影响法规进行系统探索。

于以上分析，本文基于Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系统，在合金中增长了适量的β不变元素，同时选取正交试验法设计六种合金成分，通过真空电弧熔炼造备试样，系统钻研了Zr/Si含量对铸态微观组织、压缩机能及热变形后硅化物析出的影响法规，确定最优Zr/Si含量配比，为高温钛合金成分设计优化提供理论领导。

1、试验资料及步骤

1.1　试验资料及成分设计

本钻研所选用的高温钛合金系统为Ti-Al-Sn-ZrMo-Nb-W-Si-C，同时使用正交试验法扭转其中Zr/Si元素含量，设计了6种合金成分，合金具体的成分见表1。熔炼选用的原资料为质量分数大于99%的海绵钛、海绵锆、铝块、锡粒、结晶硅和碳粉。其余元素选取中央合金如：Al-Mo（Mo为50.5%）合金、Al-Nb（Nb为52.5%）合金和Al-W（W为53.7%）合金参与。

表1近α高温钛合金选用成分（质量分数，%）

1.2　合金熔炼及等温热-力仿照试验

选用的熔炼步骤为真空非自耗电弧熔炼法，每种近α高温钛合金成分均熔炼两个纽扣锭。等温热压缩试验使用的仪器为Gleeble-3800型热/力仿照试验机。在热压缩试验进行前，需对纽扣锭进行1200℃/20min/水淬的固溶处置。为了断绝氧元素的滋扰，固溶处置全过程在氩气环境下进行。通过线切割机床切取纽扣锭中心部位的尺寸为Φ7mm×10.5mm圆柱体热压缩试样。为了减幼热压缩试样表表对热变形过程的影响，顺次使用80目、360目、600目、800目、1000目、1500目、2000目砂纸对试样进行机械打磨。热压缩试验均在真空环境下进行，首先将试样与热电偶衔接并加热至900℃，保温5min后起头进行试验。选择的变形速度为0.01s-1，真实应变为0.7。

1.3　显微组织观察

为了削减试验误差，试样的取样地位均选取试样的中心部位。纽扣锭的金相显微组织（OM）选用型号为DM2700MRL的显微镜进行观察。金相试样的造作流程蕴含机械研磨、电解抛光和侵蚀；笛心ニ∮玫纳爸侥渴肷鲜龃χ萌妊顾跏匝恢。抛光液配比为高氯酸∶正丁醇∶甲醇=1∶3∶6。侵蚀所用的试剂配比为氢氟酸∶硝酸∶去离子水=3∶5∶92。选取X射线衍射仪对分歧合金成分试样进行物相组成检测分析。测试使用的参数是电压：40kV，电流：40mA，衍射领域为20°~90°，步长为2°/min。利用德国ZEISSGeimini300场发射扫描电子显微镜对试样进行BSE表征。试样处置流程为机械研磨加抛光。本钻研所涉及的所有统计数据均使用origin软件进行处置。所有效于显微组织观察的试样尺寸均统一为2mm×6mm×8mm的长方体幼块。

2、试验了局与会商

2.1　压缩前的微观结构

进行XRD分析以确定铸态合金中的物相组成，由图1（a）能够看出，分歧Zr和Si含量的合金成分中均含有α相和β相，α相的含量较β相更多，同时，扭转Zr和Si元素的含量也不会扭转钛合金中相的种类。并且随着Zr和Si含量的增长，（110）β相的衍射峰强增长，（11-20）α相和（10-11）α相的衍射峰强降落。Zr作为中性元素，与Ti同属于ⅣB族，原子半径相近，能够通过置换Ti的原子位点，从而齐全固溶到基体中，但是过量的Zr固溶会导致α相的晶格畸变[19]，降低其热力学不变性，反而会推进β相的形成。Si元素为弱β型共析元素，在β相中溶化度较高，铸态前提下固溶于基体中会轻微加强β相峰。在图1（b）中，Zr含量的增长使得（11-20）α相的衍射峰显著向左偏移。这证了然Zr含量高会导致α相的晶格畸变增大，使得α相的晶格常数增大。凭据Bragg方程可知，晶格常数的增大会导致其衍射峰向左产生移动，移动幅度随着Zr含量的升高而加剧。对比分歧Si元素，在低Zr含量时，Si含量的升高会使（11-20）α相轻微向右偏移，而高Zr含量合金中，Si含量的升高对（11-20）α相峰偏移无显著影响。Si在α相中有肯定固溶度，Si原子比Ti幼，增长Si的含量会引起α相的晶格收缩。有钻研批注[20]，Zr会推进Ti和Si元素的偏聚，推进硅化物的析出。在高Zr合金中，Si含量的升高会推进析出相的形成，而不进入α相，因而α相的峰位无显著偏移。

计
Ｄ芄豢闯，铸态合金的微观组织均为魏氏组织，但是原始β晶粒的大幼似乎并不一致。具体的β晶粒尺寸如图2（g）所示，无论提升Zr的含量还是提升Si的含量，城市使β晶粒尺寸降低。凭据凝固理论[21]，单元面积内晶粒成长的尺寸大幼与晶粒数量呈反比，当晶粒数量越多时，晶粒尺寸就会越幼。晶粒数量可通过公式（1）推算：

式中：ZS代表晶粒数量，N代表晶粒形核率，Vg代表晶粒成长速度。究其性质，β晶粒尺寸的大幼取决于晶粒形核率以及晶粒成长速度。在钛合金中，Zr原子的扩散速度低于Ti原子的自扩散速度[22]。导致Zr原子在固液界刻下沿的液相中富集，形成成分过冷区域，扩大了形核驱动力，会推进更多晶粒形成。而增长更高含量的Zr意味着存在更多的成分过冷区域，凝固过程中β晶粒最先形成，因而对比低Zr合金，在高Zr合金中的原始β晶粒尺寸会更低。当Si含量较高时，在溶质充足的前提下Si易于与Ti和Zr反映天生Ti5Si3等金属间化合物或者S2型硅化物。这些藐幼的第二相由于凝固过程中冷却速度太快不会进一步长大，但是其能够作为异质形核的基底，降低形核所需的能量势垒，从而显著提高形核率，延缓晶粒长大速度，最终导致合金的晶粒尺寸降低。

进一步观察铸态合金的BSE描摹，如图3所示，能够看出在分歧Zr含量的合金内部，α片层存在较大差距。当Zr含量为6%时，α片层厚度和长径比最大，无数片层位向关系为平直分列。当Zr含量别离增至9%和12%时，α片层厚度持续减幼，分列方向出现随机化，整体为编织状，12Zr-0.45Si合金中会有白色椭球形析出相在α/β相界面以及残存β相处偏聚析出，为了确定析出相的成分，后续必要进前进一步分析。

当Zr含量确定，Si含量增长时，α片层分列随机散布。这是由于合金的β转变温度随着Zr和Si元素的增长而降低，即从热力学角度，性质为相变驱动力的降低。当Zr和Si含量提升时，内部过剩的吉布斯自由能增长，相对熵值增大，合金系统处于更高能量状态，内部混乱度增长，这种不不变性促使凝固过程中通过位向随机化降低自由能，片层α的有序分列不再是最不变的状态。

对α片层厚度变动进行具体统计，如图3（g）所示。铸态钛合金中的α片层是在β相冷却过程中分化形成的。钛合金在高温下为β相，在冷却过程中会产生β相向α相的转变[23]。凭据图2，已知高Zr和Si合金的原始β晶粒细化，因而在冷却使剽些细化的β晶；崽峁└嗟摩料嘈魏宋坏，增长α片层形核率。同时由于Si在α和β相中的固溶度差距，Si会在α/β相界面处富集，这些富集的Si元素在降低界面处β相变点的同时也会引起成分过冷，推进β相界面处的α片层急剧形核。

图4为12Zr-0.45Si合金的BSE放大图和白色析出相对应的能谱衍射峰。图4（b）能够显著观察到析出相的偏聚情况。通过检测白色析出相中的各个元素含量浓度，能够发显熹中Zr、Si的含量显著高于基体中原子质量分数，凭据硅化物的元素含量比例关系，能够确定这些白色析出相为硅化物，这一了局与李等人的钻研相吻合[24]。

2.2　分歧Zr和Si含量钛合金的室温热压缩机能

图5为分歧Zr和Si含量合金的室温压缩曲线和机能柱状图。由图5（a）可知，六种合金的应力应变曲线整体变动趋向一致，均是一向在上升达到最大压缩应力后断裂。这是由于在压缩过程中产生了加工硬化，表部不休施加压力使得塑性变形一向响应[25-27]
Ｄ芄环⑾諾r和Si含量的增长均会使得合金的塑性降落，9Zr-0.1Si合金的塑性最好。当合金中的Si含量一按时，Zr的增长会使合金的强度先上升后降落。由此可知，在钛合金中适当的增长Zr元素和Si元素能够改善力学机能，但是若是元素过量则会相应地恶化其机能。其中9Zr0.45Si迪胙合金强度最高为1965MPa，综合机能较好。

2.3　分歧Zr和Si含量钛合金的热仿照试验

为了分析分歧合金成分迪胙合金在统一热变形前提下的组织演化，对这六种合金进行900℃热仿照试验。凭据对铸态试样的观察已知，合金内部存在偏聚的硅化物，故为了方便钻研后续热压缩过程中硅化物的析出，在热压缩试验起头前对这六种合金在1200℃保温20min后水冷以将铸态的硅化物全数沉新溶化入基体中。图6为分歧Zr和Si含量高温钛合金的热仿照曲线。在热仿照初期，随着应变的增长，应力急速攀升。这是由于变形初期产生了加工硬化[28-29]，位错密度上升，位错产生增殖，活动中的位错相互缠结并塞积，位错活动受到故障。在即将达到峰值应力之前，应力上升趋向减弱，斜率降低。这是由于随着变形的进行，合金即将产活泼态回复（DRV）和动态再结晶（DRX），这个过程通过大量亏损资料内部贮存的位错能量，促使位错密度逐步降低，位错缠结和堆积得到缓解，从而有效抑造加工硬化。当应变水平超过临界值后，资料内部的位错湮灭速度将超过增殖速度，此时流变应力曲线在达到峰值后出现持续降落特点，阐发出显著的软化趋向，此时动态软化占据主导。

2.4　分歧Zr和Si含量钛合金热仿照后微观组织演变

图7为热仿照后分歧Zr和Si含量迪胙合金BSE描摹。经过热压缩后，α片层产生了剧烈旋转，同时有部门等轴α相析出，这些等轴α相是由片层α经过动态再结晶转变而来。由于我们选用的变形速度较低，经过长时热变形后，合金的动态回复水平会越发显著，这意味着在加工硬化阶段产生的位错大部门会被亏损，再结晶的驱动力降低，使得该变形参数下合金还是以动态回复为主。所有成分的合金内部均出现了硅化物，但是硅化物析出密度差距显著。当Si含量为0.1%，Zr含量为6%时，此时析出的硅化物数量至少。Zr含量增长至9%时，硅化物数量显著增多，这注明在形核驱动力足够的前提下，Zr的增长会推进硅化物的析出。当Zr含量增长至12%时，热压缩过程中析出的硅化物无显著变动。这是由于Si的含量较低，限度了硅化物的进一步析出。当Si含量提升至0.45%时，热压缩过程中析出的硅化物数量对比xZr-0.1Si合金均显著增多。

由此注明，在变形前提一致时，Zr、Si含量的提升均会推进硅化物的析出。同时随着Zr含量从6%增长至12%时，硅化物数量进一步提高。其中9Zr-0.45Si合金中析出的硅化物较为藐幼且弥散，能够最大化阐扬析出强化的成效，同时弥散析出的第二相也不会对塑性造成较大损失。而12Zr-0.45Si合金中的硅化物尺寸增大而密度降低，硅化物偏差于散布在残存β相处[30]，晶粒内部的硅化物数量显著减幼，引起偏聚，这会恶化合金的力学机能。综上所述，对比这六种合金，9Zr0.45Si合金阐发出最优的成分组合。

3、结论

（1）Zr和Si元素含量的增长均会引起晶格畸变，Zr会使α-Ti衍射峰左移，在低Zr合金中，Si会使α-Ti衍射峰右移，但在高Zr合金中额表增长Si含量对α-Ti衍射峰偏移无影响。Zr和Si元素含量的增长会细化铸态

合金中的原始β晶粒和片层α厚度。此表，Zr和Si含量越高，α片层的位向关系越随机。

（2）当合金中的Si含量确按时，Zr含量的增长会使塑性逐步降低，但是强度会先增长后减幼，减幼的强杜纂析出的硅化物偏聚有关。9Zr-0.45Si合金的强度最高，阐发出最佳的综合机能。

（3）热仿照试验中，分歧成分合金的应力应变曲线均阐发出加工硬化和动态软化两个阶段。热压缩后，等轴α相析出，初始片层α相旋转，注明在变形过程中产生了动态再结晶和动态回复。在动态软化阶段，动态回复占据主导。

（4）热压缩后，9Zr-0.45Si合金中析出的硅化物较为弥散且藐幼，能够最大化阐扬析出强化的成效。综合思考，Zr含量为9%，Si含量为0.45%时，该合金成分机能组合最优。

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（注，原文标题：分歧Zr/Si含量对近α高温钛合金组织和机能的影响）