TC11鈦合金是我國于20世紀70年代末研發(fā)的一種α+β型鈦合金。該合金具有良好的可加工性和熱穩(wěn)定性，可在500~550℃長時間使用。當(dāng)TC11鈦合金用于制作飛機發(fā)動機壓氣盤、葉片、機閘等關(guān)鍵零部件時，需要具備良好的室溫力學(xué)性能、高溫強度和沖擊韌性等[1]。通過熱處理可以對TC11鈦合金的組織進行調(diào)控，從而使其獲得優(yōu)異的綜合性能[2-4]。目前，TC11鈦合金最為常規(guī)的熱處理制度為（950 -970）℃/120 min/AC +530 ℃/360 min/AC。然而，對于直徑在200 mm以上的大規(guī)格TC11鈦合金棒材，熱處理過程中，往往由于心部溫降緩慢而造成不同位置的組織和力學(xué)性能出現(xiàn)差異[5]。此外,TC11鈦合金的合金化程度高，含有易偏析元素Mo,故加工過程中合金組織對工藝參數(shù)十分敏感，組織均勻性的控制難度較大[6]。因此，研究了大規(guī)格TC11鈦合金棒材熱處理后組織和力學(xué)性能的分布規(guī)律，以期為實際生產(chǎn)過程中組織和力學(xué)性能的均勻性控制提供參考依據(jù)。
1、實驗
1.1實驗材料
實驗材料為經(jīng)過3次真空自耗電弧爐熔煉的TC11鈦合金鑄錠，其直徑為620mm,主要化學(xué)成分為：A1 6.5% , Mo 3. 52%, Zr 1.69% , Si 0. 31% ,余量為Ti。金相法測得鑄錠相變溫度為1000 ~ 1005℃。鑄錠經(jīng)β相區(qū)開坯，α+β相區(qū)多火次鍛造，得到規(guī)格為φ200 mm x 1300 mm的棒材。
1.2實驗方法
對TC11鈦合金棒材進行970 ℃/120 min/AC +530 °C/360 min/AC熱處理。按圖1a所示，沿棒材長度（L）方向分別在L、L/4,L/2處截取φ200 mmx20mm盤片，每個盤片沿直徑（D）方向分別在D/4、D/2處取金相試樣和拉伸試樣。采用OLYM-PUS PLAG3光學(xué)顯微鏡進行顯微組織觀察。采用INSTRON 8985萬能試驗機進行室溫、高溫拉伸性能試驗。按圖1b所示，在棒材另一端Z處沿D至D/2處平均取6個沖擊試樣，標記為1#~ 6#采用ZBC2602-CE沖擊試驗機進行夏比沖擊試驗（U型缺口），測量試樣的沖擊韌性。
2、結(jié)果與分析
2. 1顯微組織
圖 2 為經(jīng) 970 ℃/120 min/AC +530℃/360 min/AC熱處理后TC11鈦合金棒材沿長度方向和直徑方向不同位置的顯微組織。D處沿長度方向（L至L/2處）的顯微組織（圖2a~2c）變化較小，主要表現(xiàn)為等軸初生β相晶粒長大，部分次生αp相由針狀逐漸長大成短條狀。D/2處沿長度方向（L至L/2處）顯微組織（圖2g~2i）變化最為明顯，越靠近L/2,等軸初生αp相含量越多且晶粒尺寸更大，次生αs相由針狀長大成短條狀甚至棒狀，β相含量逐漸減少，在D/2、L/2處的顯微組織幾乎全部為初生αp相和次生αs相。D/4處TC11鈦合金的顯微組織（圖2d~2f）變化介于。和D/2之間。
顯微組織主要與TC11鈦合金棒材熱處理過程中的溫度變化有關(guān)。TC11鈦合金的導(dǎo)熱性較差，在熱處理過程中存在一定的溫度梯度，在長度和直徑方向上越靠近心部，棒材的冷卻速度越慢，使得初生αp相和次生αs相有足夠的時間緩慢長大，越靠近棒材表面，熱處理后冷卻速度越快，α相來不及長大,同時可以將更多的β相保留下來。
2.2室溫拉伸性能
圖3為熱處理后TC11鈦合金棒材不同位置的室溫拉伸性能。沿棒材長度方向從L至L/2處，在D和D/4位置的強度變化較小，但D/2處的室溫拉伸性能存在明顯差異，靠近L/2處,強度顯著降低,塑性增加。室溫拉伸性能的變化主要與棒材顯微組織的變化有關(guān)。沿長度方向，棒材D/2處的顯微組織變化最為明顯，因此，室溫拉伸性能的變化也更具有規(guī)律性。這主要是因為沿長度方向，棒材D/2處的初生αp相含量增加，β相含量降低，致使α/β相界面減少，對位錯的釘扎作用減弱，使材料更容易發(fā)生變形，強度降低，且隨著初生叫相含量的增加，材料的變形協(xié)調(diào)性增加，致使塑性略微增加[7]。
2.3高溫拉伸性能
圖4為TC11鈦合金棒材不同位置的高溫拉伸性能。從圖4可以看出，TC11鈦合金棒材的高溫抗拉強度表現(xiàn)出沿不同方向越靠近心部，強度越低。鈦合金的高溫拉伸行為較室溫拉伸行為更加復(fù)雜，受多種因素影響，但也主要與顯微組織有關(guān)。如前所述，沿長度方向越靠近L/2處，初生αp相、次生αs相含量增加，β相含量降低。觀察L處沿直徑方向顯微組織變化規(guī)律可以發(fā)現(xiàn)，越靠近D/2處，初生αp相和β相晶粒長大越明顯。αp相含量增加會降低高溫抗拉強度，同時，次生αs相片層厚度增加、方向性增強，β晶粒尺寸長大等顯微組織的變化，也都會造成高溫抗拉強度的降低[8]。從圖4還可以看出，棒材不同位置的高溫塑性變化不大，說明顯微組織變化對高溫塑性的影響較小。
2.4沖擊韌性
圖5為熱處理后TC11鈦合金棒材L處不同位置的沖擊韌性。從圖5可以看出，沿棒材直徑方向，越靠近心部，沖擊韌性越低。對比L處不同位置顯微組織可以發(fā)現(xiàn)，由D處到D/2處，棒材的初生αp相和次生αs相晶粒逐漸長大，含量增加，對應(yīng)β相含量逐漸減少。初生丐相界有利于微裂紋的形核[9]，因此，初生αp相含量增加，TC11鈦合金棒材的沖擊韌性降低。
3、結(jié)論
(1) 經(jīng) 970 ℃/120 min/AC +530 °C/360 min/AC熱處理后，大規(guī)格TC11鈦合金棒材不同位置的顯微組織存在一定差異。其中，D/2處組織變化最為明顯，主要表現(xiàn)為α相含量增加，晶粒長大，β相含量降低。
(2) 大規(guī)格TC11鈦合金棒材不同位置的室溫拉伸性能變化與顯微組織密切相關(guān)。沿長度方向，D/2處的顯微組織差異最為明顯，室溫拉伸性能表現(xiàn)為由邊部至心部抗拉強度逐漸降低，塑性升高。
(3) 大規(guī)格TC11鈦合金棒材顯微組織對其高溫抗拉強度和沖擊韌性具有顯著影響。越靠近心部(D/2和L/2),高溫抗拉強度和沖擊韌性越低，但高溫塑性變化不明顯。
參考文獻 References
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