航空航天工程用TC11鈦合金大規格環材的組織與性能概述

TC11鈦合金屬于高Al當量馬氏體型α+β 鈦合金，該合金具有優異的高溫強度，熱穩定性及抗蠕變性能，被廣泛應用于航空航天領域。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℃以下的航空發動機壓氣機盤、葉片、鼓筒等零件及飛機結構件等。隨著航空航天技術的飛速發展，對這些關鍵部件用鈦合金的性能要求越來越高，要求其具有更加優異的綜合性能。而鈦合金的綜合性能與其最終的組織形態、相的比例、晶粒的大小及分布情況密切相關。

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，還可以優化其微觀組織，改善其力學性能。但是，鍛造存在遺傳性，會造成成品棒材、餅材、環鍛件等組織不均勻問題，尤其是大型的餅、環鍛件。為此，我們采用多火次換向鐓拔鍛造工藝制備大規格環材，該變形方式可以使原始坯料中的鑄態晶粒得到充分破碎和再結晶，從而消除了成品中出現的金相缺陷。同時，研究熱處理工藝對大規格環材組織、力學性能的影響，從而確定最優化的熱加工工藝。

1、實驗材料及方法

本文實驗所用材料為TC11鈦合金鑄錠，采用3 次VAR 熔煉，錠型φ 700mm，其主要化學成分：Al：6.7%，Mo：3.3%，Zr：1.8%，Si：0.3%，其余為Ti。經金相法測定其相變點為1016 ℃，鑄錠經β 相區開坯鍛造，α+β 相區環坯鍛造、沖孔， 擴孔成形鍛造制得成品規格為φ 830mm/φ 520mm×220mm。在環材高度方向上截取試樣環進行熱處理實驗，熱處理在箱式電阻爐中進行，其方案見表1。

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

2、實驗結果與分析

固溶溫度對TC11鈦合金環材性能的影響

1）固溶溫度對TC11鈦合金環材組織的影響。

圖1 為TC11鈦合金環材經過950℃～ 990℃固溶處理+530℃時效處理6 小時后的顯微組織。在不同固溶溫度+ 時效處理后，TC11 環材顯微組織是由等軸初生α 相和β 轉變組織組成，β 轉變組織上分布著細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℃時的50% 逐漸遞減至990℃時的10%，且初生α 相晶粒尺寸逐漸增大。同時，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小彌散。同時，伴隨著部分初生α 相的逐漸溶解，未轉變的β 相基體含量的飽和度增大，為次生α 相的析出增大了驅動力，促使次生α 相的含量逐漸增多且細小而彌散。

2）固溶溫度對TC11鈦合金環材力學性能的影響。

TC11鈦合金環材經過不同固溶溫度處理后的力學性能如圖2 所示。

隨著固溶溫度由950℃升高到990℃，TC11 合金的強度先升高后降低，970℃達到峰值，塑性先降低后升高，970℃時為低谷，相比強度的變化，塑性變化趨勢較緩。在室溫下，起主要強化作用的是位錯，隨著固溶溫度升高，提供的相變驅動力促使次生α相的析出，在塑性變形時，彌散的α 相周圍產生的應力場阻礙了位錯運動，同時α 和β 相的界面產生 彌散強化，使強度大幅提高；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 相長大，導致兩相間相界面較少，對位錯的阻礙作用減弱，從而使強度下降，塑性變化略有提高，由此可知，在970℃固溶時，TC11鈦合金的強韌性匹配最優。

冷卻速度對TC11鈦合金環材性能的影響TC11鈦合金經970℃固溶處理后，不同冷卻速度的力學性能見表2。由表2 可以知，固溶后采用水冷比空冷抗拉強度高260MPa，屈服強度高約220MPa，同時水冷的塑性驟降。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，高溫固溶處理時大量的亞穩定β 相被固定下來，在隨后的低溫時效過程中，較多的次生α 相從亞穩定β 相分解出來，并交叉排列在β 轉變基體上。由于冷卻速度快，過冷度大，再結晶晶粒來不及長大，同時引起了晶格畸變，促使在時效過程中，大量細小、無方向性的針狀α 相從亞穩定β 轉變相中析出。這些大量的細小次生α 相，交錯排列，相界面阻礙了滑移的進行，從而使合金變形困難，因此，片狀β轉變組織越多，強度越高，塑性越差。

TC11鈦合金環材性能均勻性研究為提高合金的使用穩定性、性能的穩定性，在實際生產應用中，TC11鈦合金大型餅材、環鍛件均是在熱處理狀態下服役。研究熱處理工藝對TC11鈦合金組織和性能的影響，得出最優的熱處理制度為970℃/保溫2hAC+530℃ /6hAC。將文中大規格環材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格環材，環材在高度方向以及厚度方向的組織均為雙態組織，且組織均勻分布，等軸初生α 相晶粒尺寸大小均勻分布。對比圖4 和圖1 中(c)，均為970℃ / 保溫2hAC+530℃ /6hAC 處理后的組織，發現圖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鈦合金環材不同位置的力學性能，由圖5 可知，該環材在徑向和厚度方向的力學性能均勻性良好，抗拉強度Rm 的極差值為15MPa，屈服強度Rp0.2 的極差值為18MPa，斷后伸長率A 的極差值為4.5%，斷面收縮率Z 的極差值為12%。對比圖5和表2，相同固溶時效處理后，試樣熱處理比環材整體熱處理性能高出約80MPa，塑性變化不大。在實際生產過程中，可以通過加快環材在空氣中冷卻速率而提高其強度。

三、結論

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。室溫強度隨著固溶溫度的升高先升高后降低，同時塑性變化幅度不大。

2、隨著冷卻速率的加快，TC11鈦合金強度增大，塑性驟降。

3、 采用多火次鐓拔換向鍛造的TC11 大規格環材的組織和力學性能均勻性良好。在970℃ /2hAC+530℃ /6hAC 固溶時效后，環材具有穩定的強塑性。