TC11鈦合金屬于高Al當(dāng)量馬氏體型α+β 鈦合金，該合金具有優(yōu)異的高溫強(qiáng)度，熱穩(wěn)定性及抗蠕變性能，被廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域。TC11鈦合金作為重要的航空和宇航材料，主要用于制造服役溫度在500℃以下的航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)盤、葉片、鼓筒等零件及飛機(jī)結(jié)構(gòu)件等。隨著航空航天技術(shù)的飛速發(fā)展，對(duì)這些關(guān)鍵部件用鈦合金的性能要求越來(lái)越高，要求其具有更加優(yōu)異的綜合性能。而鈦合金的綜合性能與其最終的組織形態(tài)、相的比例、晶粒的大小及分布情況密切相關(guān)。

目前，鍛造是鈦材熱加工中最常用且最有效的加工方法。不僅可以直接鍛造成工件的形狀，還可以優(yōu)化其微觀組織，改善其力學(xué)性能。但是，鍛造存在遺傳性，會(huì)造成成品棒材、餅材、環(huán)鍛件等組織不均勻問題，尤其是大型的餅、環(huán)鍛件。為此，我們采用多火次換向鐓拔鍛造工藝制備大規(guī)格環(huán)材，該變形方式可以使原始坯料中的鑄態(tài)晶粒得到充分破碎和再結(jié)晶，從而消除了成品中出現(xiàn)的金相缺陷。同時(shí)，研究熱處理工藝對(duì)大規(guī)格環(huán)材組織、力學(xué)性能的影響，從而確定最優(yōu)化的熱加工工藝。

1、實(shí)驗(yàn)材料及方法

本文實(shí)驗(yàn)所用材料為TC11鈦合金鑄錠，采用3 次VAR 熔煉，錠型φ 700mm，其主要化學(xué)成分：Al：6.7%，Mo：3.3%，Zr：1.8%，Si：0.3%，其余為Ti。經(jīng)金相法測(cè)定其相變點(diǎn)為1016 ℃，鑄錠經(jīng)β 相區(qū)開坯鍛造，α+β 相區(qū)環(huán)坯鍛造、沖孔， 擴(kuò)孔成形鍛造制得成品規(guī)格為φ 830mm/φ 520mm×220mm。在環(huán)材高度方向上截取試樣環(huán)進(jìn)行熱處理實(shí)驗(yàn)，熱處理在箱式電阻爐中進(jìn)行，其方案見表1。

為研究環(huán)材組織和力學(xué)性能的均勻性，將大規(guī)格環(huán)材按優(yōu)化出的熱處理工藝制度進(jìn)行整體熱處理后，沿厚度方向分為外表層、1/2 層和內(nèi)表層，沿高度方向分為上表面、H/4、H/2、3H/4 和下表面（H 為環(huán)材高度），共15 個(gè)位置，進(jìn)行室溫拉伸性能檢測(cè)，考核其力學(xué)性能的均勻性，觀察不同方向的顯微組織，考核其組織的均勻性。

2、實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

固溶溫度對(duì)TC11鈦合金環(huán)材性能的影響

1）固溶溫度對(duì)TC11鈦合金環(huán)材組織的影響。

圖1 為TC11鈦合金環(huán)材經(jīng)過950℃～ 990℃固溶處理+530℃時(shí)效處理6 小時(shí)后的顯微組織。在不同固溶溫度+ 時(shí)效處理后，TC11 環(huán)材顯微組織是由等軸初生α 相和β 轉(zhuǎn)變組織組成，β 轉(zhuǎn)變組織上分布著細(xì)小的針狀和短棒狀次生α 相。隨著固溶溫度由950℃升高到990℃，等軸初生α 相含量逐漸減少，由950℃時(shí)的50% 逐漸遞減至990℃時(shí)的10%，且初生α 相晶粒尺寸逐漸增大。同時(shí)，隨著固溶溫度的升高，針狀次生α 相含量逐漸增加且變得更加細(xì)小彌散。同時(shí)，伴隨著部分初生α 相的逐漸溶解，未轉(zhuǎn)變的β 相基體含量的飽和度增大，為次生α 相的析出增大了驅(qū)動(dòng)力，促使次生α 相的含量逐漸增多且細(xì)小而彌散。

2）固溶溫度對(duì)TC11鈦合金環(huán)材力學(xué)性能的影響。

TC11鈦合金環(huán)材經(jīng)過不同固溶溫度處理后的力學(xué)性能如圖2 所示。

隨著固溶溫度由950℃升高到990℃，TC11 合金的強(qiáng)度先升高后降低，970℃達(dá)到峰值，塑性先降低后升高，970℃時(shí)為低谷，相比強(qiáng)度的變化，塑性變化趨勢(shì)較緩。在室溫下，起主要強(qiáng)化作用的是位錯(cuò)，隨著固溶溫度升高，提供的相變驅(qū)動(dòng)力促使次生α相的析出，在塑性變形時(shí)，彌散的α 相周圍產(chǎn)生的應(yīng)力場(chǎng)阻礙了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，同時(shí)α 和β 相的界面產(chǎn)生 彌散強(qiáng)化，使強(qiáng)度大幅提高；隨著固溶溫度950℃升高到970℃，其塑性變化不明顯，斷面收縮率和鍛后伸長(zhǎng)率略有降低。隨著固溶溫度升高到980℃，初生α 相含量驟減，且初生α 相長(zhǎng)大，導(dǎo)致兩相間相界面較少，對(duì)位錯(cuò)的阻礙作用減弱，從而使強(qiáng)度下降，塑性變化略有提高，由此可知，在970℃固溶時(shí)，TC11鈦合金的強(qiáng)韌性匹配最優(yōu)。

冷卻速度對(duì)TC11鈦合金環(huán)材性能的影響TC11鈦合金經(jīng)970℃固溶處理后，不同冷卻速度的力學(xué)性能見表2。由表2 可以知，固溶后采用水冷比空冷抗拉強(qiáng)度高260MPa，屈服強(qiáng)度高約220MPa，同時(shí)水冷的塑性驟降。圖3 為TC11鈦合金970℃固溶處理后水冷的SEM 組織，由圖3 可知，水冷時(shí)，高溫固溶處理時(shí)大量的亞穩(wěn)定β 相被固定下來(lái)，在隨后的低溫時(shí)效過程中，較多的次生α 相從亞穩(wěn)定β 相分解出來(lái)，并交叉排列在β 轉(zhuǎn)變基體上。由于冷卻速度快，過冷度大，再結(jié)晶晶粒來(lái)不及長(zhǎng)大，同時(shí)引起了晶格畸變，促使在時(shí)效過程中，大量細(xì)小、無(wú)方向性的針狀α 相從亞穩(wěn)定β 轉(zhuǎn)變相中析出。這些大量的細(xì)小次生α 相，交錯(cuò)排列，相界面阻礙了滑移的進(jìn)行，從而使合金變形困難，因此，片狀β轉(zhuǎn)變組織越多，強(qiáng)度越高，塑性越差。

TC11鈦合金環(huán)材性能均勻性研究為提高合金的使用穩(wěn)定性、性能的穩(wěn)定性，在實(shí)際生產(chǎn)應(yīng)用中，TC11鈦合金大型餅材、環(huán)鍛件均是在熱處理狀態(tài)下服役。研究熱處理工藝對(duì)TC11鈦合金組織和性能的影響，得出最優(yōu)的熱處理制度為970℃/保溫2hAC+530℃ /6hAC。將文中大規(guī)格環(huán)材φ 830mm/φ 520mm×220mm 按照此熱處理制度整體熱處理后，研究其組織和性能的均勻性。圖4 為TC11 環(huán)材沿壁厚和高度方向不同位置的顯微組織，由圖4 可知，采用多火次換向鐓拔鍛造工藝制備大規(guī)格環(huán)材，環(huán)材在高度方向以及厚度方向的組織均為雙態(tài)組織，且組織均勻分布，等軸初生α 相晶粒尺寸大小均勻分布。對(duì)比圖4 和圖1 中(c)，均為970℃ / 保溫2hAC+530℃ /6hAC 處理后的組織，發(fā)現(xiàn)圖1(c) 中初生α 相含量比圖4 中少，而次生α相略多于圖4。

圖5 為TC11鈦合金環(huán)材不同位置的力學(xué)性能，由圖5 可知，該環(huán)材在徑向和厚度方向的力學(xué)性能均勻性良好，抗拉強(qiáng)度Rm 的極差值為15MPa，屈服強(qiáng)度Rp0.2 的極差值為18MPa，斷后伸長(zhǎng)率A 的極差值為4.5%，斷面收縮率Z 的極差值為12%。對(duì)比圖5和表2，相同固溶時(shí)效處理后，試樣熱處理比環(huán)材整體熱處理性能高出約80MPa，塑性變化不大。在實(shí)際生產(chǎn)過程中，可以通過加快環(huán)材在空氣中冷卻速率而提高其強(qiáng)度。

三、結(jié)論

1、TC11鈦合金隨著固溶溫度的升高，初生α相含量逐漸減少，且初生α 相晶粒尺寸逐漸增大，次生α 相含量逐漸增多。室溫強(qiáng)度隨著固溶溫度的升高先升高后降低，同時(shí)塑性變化幅度不大。

2、隨著冷卻速率的加快，TC11鈦合金強(qiáng)度增大，塑性驟降。

3、 采用多火次鐓拔換向鍛造的TC11 大規(guī)格環(huán)材的組織和力學(xué)性能均勻性良好。在970℃ /2hAC+530℃ /6hAC 固溶時(shí)效后，環(huán)材具有穩(wěn)定的強(qiáng)塑性。