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(pán)、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?xún)?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(wèn)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。
　　實(shí)驗(yàn)材料及方法
　　本文實(shí)驗(yàn)所用材料為T(mén)C11鈦合金鑄錠，采用3次VAR熔煉，錠型φ700mm，其主要化學(xué)成分：Al：6.7%，Mo：3.3%，Zr：1.8%，Si：0.3%，其余為T(mén)i。經(jīng)金相法測(cè)定其相變點(diǎn)為1016℃，鑄錠經(jīng)β相區(qū)開(kāi)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φ830mm/φ520mm×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(jiàn)表1。
　　表1熱處理工藝

　　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。

　　圖1不同固溶溫度下TC11合金環(huán)材的顯微組織
　　實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析
　?、殴倘軠囟葘?duì)TC11鈦合金環(huán)材組織的影響。
　　圖1為T(mén)C11鈦合金環(huán)材經(jīng)過(guò)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。
　?、乒倘軠囟葘?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(guò)不同固溶溫度處理后的力學(xué)性能如圖2所示。

　　圖2不同固溶溫度下TC11合金環(huán)材的力學(xué)性能
　　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?chē)a(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(jiàn)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T(mén)C11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(guò)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(guò)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(guò)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。
　　表2不同冷卻速度下的TC11鈦合金力學(xué)性能

　　圖3水冷后TC11合金環(huán)材的SEM組織
　　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φ830mm/φ520mm×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T(mén)C11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T(mén)C11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(guò)程中，可以通過(guò)加快環(huán)材在空氣中冷卻速率而提高其強(qiáng)度。
　　結(jié)論
　?、臫C11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。

　　圖4TC11合金環(huán)材不同位置的顯微組織
　　TC11鈦合金大規(guī)格環(huán)材的組織與性能研究

　?、齐S著冷卻速率的加快，TC11鈦合金強(qiáng)度增大，塑性驟降。
　?、遣捎枚嗷鸫午叞螕Q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。
　　作者簡(jiǎn)介
　　張雪敏，碩士研究生，工程師，主要從事鈦及鈦合金塑性變形原理，鍛造及熱處理工藝研究。