热处理制度对TC11钛合金高温力学性能的影响

钛及钛合金材料因其自身的优异特性，如密度低，耐低温、耐高温、比强度高、耐腐蚀性佳等诸多优点成为众多学者的研究对象[1-3]。钛及钛合金材料不仅在航空航天、船舶制造、化工、兵器等工业领域广泛应用，在超导材料领域、医学材料领域也发挥着重要作用[4。而TC11钛合金作为众多α+β型热强钛合金中热强性最好的合金之一，是新型航空装备上开始应用的一种新型钛合金，具有较高室温强度及良好的热加工工艺性能，主要应用于航空发动机压气机盘、叶片、鼓筒及飞机结构件等零件[7-10]。随着航空领域技术的不断发展,航空零件的制造对钛合金的性能提出了较高的要求,其性能与材料内部组织结构密切相关，通过采用合适的热处理工艺进行内部显微组织的调控，可获得具有优异组织性能的钛合金零件[11-13]。

目前国内外学者已在热处理制度对TC11的相演变行为及力学性能方面有了大量研究，如王金惠等[14通过采取正交实验法，试验出了固溶处理与时效处理的最佳处理温度与时间；王宏权等[15]研究了β锻造温度及固溶温度对组织和力学性能的影响，结果表明，固溶温度的升高会导致初生α相含量减少，合金强度下降。但大量文献中其高温性能与组织演变之间的内在关系研究较少。本文以TC11钛合金为研究对象，通过改变热处理制度，研究不同热处理工艺下TC11钛合金显微组织结构与高温力学性能之间的内在联系,为进一步对该合金的应用及发展提供基本参数和性能指标。

1、实验材料与方法

1.1实验材料

实验所用TC11合金采用粒度适度的海绵钛、海绵锆、铝钼合金、钛硅合金、二氧化钛、铝豆等。按名义配比进行预混，将混料均匀的原料压制成电极块，再将电极块按照混料顺序交叉排列进行真空焊接，经过3次真空熔炼得到铸锭，经开坏、锻造及摔圆工艺加工成Φ300mm的棒材(相变点为1010~1015℃)。棒材材料的化学成分见表1。

1.2实验方法

对TC11合金进行热处理(热处理制度见表2)。经热处理后的试样采用徕卡金相显微镜(LEICADM2700M)观察微观组织形貌特征,并获取金相组织照片。采用万能试验机对TC11棒材进行室温拉伸试验和500、700、900℃高温拉伸试验。

2、结果与分析

2.1热处理温度对显微组织的影响

图1是TC11钛合金不同退火工艺处理后的显微组织照片，图1a~c的处理工艺分别是950℃×2h，AC+530 ℃×6h, AC,960 ℃×2 h, AC+530 ℃ ×6 h,AC,970 ℃x2 h,AC+530℃×6 h,AC。由图可见,经热处理后,TC11钛合金的显微组织由初生等轴α相、针状次生α相和β相组成。随着热处理温度的逐渐升高，初生等轴α相的晶粒尺寸增大，百分含量占比逐渐减小，β相含量占比逐渐增大，并且伴随着针状次生α相的增多。这是因为在热处理温度接近相变点的过程中，初生等轴α相的热稳定性下降，随着温度的升高逐渐溶解，使得合金中的初生等轴α相减少,β相含量增大，析出针状次生α相的驱动力增强，从而使得冷却过程中针状次生α相含量的升高且细小弥散；同时未溶解的的初生等轴α相析出新的晶核，并逐渐长大[16]。

2.2热处理温度对室温力学性能的影响

表3是不同热处理制度下TC11的室温力学性能数据。可以发现，随着热处理温度的升高，抗拉伸强度(Rm)和屈服强度(Rpo.2)呈下降趋势,断裂伸长率(A)和断面收缩率(Z)呈现先升高后下降的趋势。其次,热处理A制度(950℃×2 h,AC+530℃×6 h,AC)和热处理 B制度(960℃×2 h, AC+530℃×6 h, AC)下的TC11合金抗拉强度和屈服强度相差不大，但是断裂伸长率与断面收缩率方面有明显差异，在热处理B制度下TC11合金会获得更高的塑性，因此在热处理 B 制度(960 ℃×2 h, AC+530 ℃×6 h, AC)下会获得良好的强塑性匹配，此时Rm为1089MPa，Rpo2为976MPa,A为19%,Z为51%。这是由于随着固溶温度的增大，等轴初生α相晶粒尺寸增大,所占含量比例下降，导致α/β相界面减少，对位错运动的阻碍作用降低，错位塞积较少，使合金强度降低，塑性增大[17]；但是随着温度的继续升高，针状次生α相的增多,两相间界面增多,起到强化作用，使得合金的强度升高，塑性下降，此时存在两种机制的竞争作用。

2.3热处理温度对高温力学性能的影响

图2是不同热处理制度下对TC11高温力学性能的影响，表4是不同热处理制度下TC11的高温力学性能数据。可以发现，在同一热处理制度下，随着测试温度的升高，合金R㎡和Rpo2呈下降趋势,A和Z呈现升高的趋势。这主要与晶粒及晶界强度随温度升高变化幅度不同有关，在室温或较低温度下，金属材料的塑性变形主要通过晶内滑移和李晶两种机制进行，晶粒边界是位错运动的阻碍，致使塑性变形抗力增大；在高温下，不会产生李晶变形，也不会出现在较低温度下由于李晶或位错塞积导致的脆性解理断裂，高温下晶界会产生黏滞性流动，发粒沿晶界的相对滑动，并产生扩散变，导致合金强度下降,塑性增大[8]。

同时，对比不同热处理制度下的高温力学性能数据，发现500℃高温下，热处理A制度下合金的力学性能最优,Rm为771MPa,Rpo2为584MPa,A为19%,Z为71%。相比于热处理C制度下处理分别提高了8.2%，6.3%，35%，73%。但是，当测试温度高于500℃时，热处理C制度下的合金综合性能却是最好的，强塑性匹配比较优异。结合不同热处理制度下合金的显微组织变化，发现晶粒越细小的合金,高温强度反而降低,与室温力学性能恰恰相反。这是因为晶粒越细小，晶界在高温下越容易发生粘滞性流动，进而进行扩散蠕变，导致合金强度降低，塑性增大；而500℃高温时，合金在开始发生蠕变时易发生应变硬化,存在强塑性的竞争关系，随着温度的升高，蠕变进一步加强，合金强度降低，从而塑性开始增大[19]。

2.4高温拉伸断口分析

图3是不同热处理制度下TC11的高温拉伸断口照片，其中图3a和c分别是热处理制度A下500和900℃高温拉伸断口照片，图3b和d分别是热处理制度C下500和900℃高温拉伸断口照片。可以看出500℃高温拉伸断口照片部分显现为“台阶”状的裂痕，呈现部分韧性断裂特征，但不是很明显,其断口形貌为解理断裂，表现为韧性较差；而900℃高温拉伸断口照片呈现出大小不等的韧窝状结构,为韧性断裂特征。另外,对比图3a和b可以发现，在热处理制度A下,500℃高温拉伸断口形貌相对热处理制度C呈现更多的韧性断裂特征,结合力学性能看出，热处理A制度下的强塑性匹配较为优异。对比图3c和d可以发现,在热处理制度C下，900℃高温拉伸断口形貌相对热处理制度C呈现更多的韧性断裂特征，表现为韧窝更大、更深,说明在900℃高温拉伸下，此时处理制度C可获得更高的韧性特征，结合力学性能和显微组织照片分析，进一步验证了晶粒越细小，晶界在高温下越容易发生黏滞性流动，进而进行扩散蠕变，导致合金强度降低,塑性增大。

3、结论

(1)随着热处理温度的逐渐升高,初生等轴α相的晶粒尺寸增大，百分含量占比逐渐减小，β相含量占比逐渐增大，并且伴随着针状次生α相的增多。

(2)在室温使用环境下,TC11合金在热处理B制度(960℃×2h,AC+530℃×6h,AC)下会获得良好的强塑性匹配,此时抗拉伸强度为1089MPa,屈服强度为976MPa，断裂伸长率为19%，断面收缩率为51%。

(3)在500℃高温使用环境下，热处理A制度(950℃×2 h,AC+530℃x6 h,AC)下合金的力学性能最优，抗拉伸强度为771MPa,屈服强度为584MPa，断裂伸长率为19%,断面收缩率为71%，相比于热处理 C 制度(970 ℃×2 h,AC+530 ℃×6 h,AC)下处理分别提高了8.2%,6.3%,35%,73%。

(4)在500℃以上使用环境下，晶粒越细小的合金，高温强度反而降低，与室温力学性能恰恰相反，此时为获得良好的强塑性匹配，选用热处理制度B(960 ℃×2 h, AC+530 ℃×6 h, AC)最佳。

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