1、序言
TC11鈦合金是新型航空裝備上開始應(yīng)用的一種α-β型鈦合金，該合金是一種綜合性能良好的熱強(qiáng)鈦合金，在500℃以下具有優(yōu)異的熱強(qiáng)性能（高溫強(qiáng)度、蠕變抗力等），并具有較高室溫強(qiáng)度及良好的熱加工工藝性能，主要應(yīng)用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)盤、葉片、鼓筒及飛機(jī)結(jié)構(gòu)件等零件。隨著航空領(lǐng)域技術(shù)的不斷發(fā)展，航空零件的制造對(duì)鈦合金的性能提出了較高的要求，其性能與材料內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)密切相關(guān)，通過采用合適的熱處理工藝進(jìn)行內(nèi)部顯微組織的調(diào)控，可獲得具有優(yōu)異組織性能的鈦合金零件 [1-4] 。
本文研究了TC11鈦合金在雙重退火和固溶時(shí)效兩種熱處理工藝下的組織和性能特點(diǎn)，確定了固溶時(shí)效工藝作為提高抗拉強(qiáng)度的最終強(qiáng)化熱處理工藝，并進(jìn)行不同固溶、時(shí)效工藝參數(shù)的熱處理試驗(yàn)，分析了TC11鈦合金固溶時(shí)效工藝參數(shù)-顯微組織-力學(xué)性能之間的相互影響機(jī)制，并對(duì)固溶和時(shí)效工藝參數(shù)進(jìn)行優(yōu)化分析，得到了可獲得優(yōu)良組織性能的強(qiáng)化熱處理工藝組合，達(dá)到了圖樣對(duì)零件力學(xué)性能的要求，且為后續(xù)的TC11鈦合金理論研究積累了豐富的數(shù)據(jù)，具有重要的理論和工程實(shí)際意義。
2、試驗(yàn)材料及方法
2.1 試驗(yàn)材料及規(guī)格
本研究試驗(yàn)用TC11鈦合金的化學(xué)成分經(jīng)入廠復(fù)驗(yàn)合格，其含量符合GJB-2218A-2008標(biāo)準(zhǔn)中的成分要求 。 熱處理工藝試棒尺寸為φ16mm×400mm，材料初始狀態(tài)為雙重退火，顯微組織如圖1所示，組織形態(tài)為典型雙態(tài)組織，由一定含量白色等軸球狀的初生α相和分布著細(xì)小針狀次生α相的β轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成。
2.2 試驗(yàn)方法
根據(jù)TC11鈦合金相關(guān)技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)和文獻(xiàn)研究結(jié)論，制定試驗(yàn)研究熱處理工藝制度，采用微機(jī)控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)CMT5105進(jìn)行拉伸試驗(yàn)檢測(cè)力學(xué)性能，顯微組織檢測(cè)為在試棒上切取組織觀察試樣，經(jīng)鑲嵌、磨拋和腐蝕后制作TC11金相試樣，采用蔡司Axio Imager A1m金相顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察并拍攝組織照片。
3、討論和分析
3.1 不同熱處理工藝對(duì)TC11組織性能的影響根據(jù)TC11鈦合金相關(guān)熱處理技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)，制定了不同熱處理工藝試驗(yàn)制度，見表1，分別為試驗(yàn)號(hào)A、B和C，試驗(yàn)號(hào)A為固溶+時(shí)效熱處理制度，試驗(yàn)號(hào)B和C為雙重退火熱處理制度，按表1中熱處理制度進(jìn)行工藝試驗(yàn)。
對(duì)熱處理后的試棒進(jìn)行拉伸性能檢測(cè)，獲得的抗拉強(qiáng)度值見表1，可知均滿足不了圖樣規(guī)定的抗拉強(qiáng)度1150MPa±100MPa要求，試驗(yàn)號(hào)A固溶時(shí)效的強(qiáng)度值偏高，超過上限值，而試驗(yàn)號(hào)B和C雙重退火的強(qiáng)度值偏低，達(dá)不到下限值。
試驗(yàn)號(hào)A、B和C的顯微組織照片如圖2所示。
圖2a為固溶、時(shí)效狀態(tài)組織，由圖可知，在α+β兩相區(qū)上部溫度加熱后，淬火快速冷卻，保留下來大量的亞穩(wěn)定β相，是一種過飽和固溶體（眾穩(wěn)相），由于冷卻速度快，過冷度大，再結(jié)晶晶粒來不及長(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、無方向性的針狀α相從亞穩(wěn)定β轉(zhuǎn)變相中析出，并交叉排列在β轉(zhuǎn)變基體上，并包含少量初生α相。圖2b和圖2c為雙重退火狀態(tài)組織，由白色等軸球狀的初生α相和分布著少量細(xì)小針狀次生α相的β轉(zhuǎn)變組織組成。對(duì)比圖2中的組織，可知固溶時(shí)效狀態(tài)中的等軸初生α相數(shù)量明顯少于雙重退火狀態(tài)且尺寸較大，而針狀次生α相的含量明顯多于雙重退火狀態(tài)，由文獻(xiàn)[2]可知，隨著針狀次生α相的增加，交錯(cuò)排列的α相界面阻礙了滑移的進(jìn)行，使得合金變形困難，其強(qiáng)度逐漸增加，而隨著初生等軸α相的增加，其強(qiáng)度降低，塑性和韌性增加，可知固溶時(shí)效強(qiáng)度明顯高于雙重退火。
3.2 不同固溶、時(shí)效工藝制度對(duì)TC11組織性能影響
根據(jù)以上分析可知，采用雙重退火較難達(dá)到圖樣技術(shù)要求，結(jié)合上述研究結(jié)論，制定TC11鈦合金固溶、時(shí)效熱處理工藝制度，見表2。通過對(duì)固溶、時(shí)效熱處理工藝參數(shù)進(jìn)行試驗(yàn)研究，分別研究固溶溫度、固溶時(shí)間、時(shí)效溫度和時(shí)效時(shí)間對(duì)其顯微組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律。
將表2中9組熱處理試棒加工成拉力試樣檢測(cè)力學(xué)性能，獲得的力學(xué)性能值見表3。由表3可知，試驗(yàn)號(hào)1、4和8對(duì)應(yīng)的強(qiáng)度值可滿足1150MPa±100MPa的要求，且具有較好的塑性。
根據(jù)文獻(xiàn)[1-2]可知，TC11鈦合金棒固溶時(shí)間和時(shí)效時(shí)間對(duì)力學(xué)性能影響不大，圖3為TC11鈦合金不同固溶溫度和時(shí)效溫度下的抗拉強(qiáng)度變化曲線，由圖可知，固溶溫度為930℃和950℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度值隨時(shí)效溫度的升高而降低，固溶溫度為980℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度值隨著時(shí)效溫度的升高先升高后降低；當(dāng)時(shí)效溫度為530℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度值隨著固溶溫度的增高先升高后降低，當(dāng)時(shí)效溫度為600℃和650℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度值隨著固溶溫度的升高而增高。
分別將9組熱處理試棒制備金相組織觀察試樣，圖4為采用顯微鏡拍攝的500倍下TC11顯微組織照片，按圖片順序分別對(duì)應(yīng)表2中的試驗(yàn)號(hào)。由圖4可知，試驗(yàn)號(hào)1、4和8的顯微組織為典型雙態(tài)組織，由白色等軸初生α相和分布著細(xì)小針狀次生α相的β轉(zhuǎn)變組織組成，與圖2a對(duì)比可知，圖4a、4d和4h中的初生α相含量較多，細(xì)小針狀次生α相較少，所以抗拉強(qiáng)度值有所降低。由圖可知，當(dāng)時(shí)效溫度為600℃和650℃時(shí)，隨著固溶溫度的升高，初生α相含量不斷減少，β轉(zhuǎn)變組織增多，使得強(qiáng)度不斷提高；當(dāng)固溶溫度為930℃和950℃時(shí)，隨著時(shí)效溫度的升高，β轉(zhuǎn)變組織上次生α相不斷長(zhǎng)大，使得強(qiáng)度有所降低。
4、 結(jié)束語(yǔ)
1）TC11鈦合金雙重退火和固溶時(shí)效熱處理工藝獲得的組織形態(tài)有所差別，固溶時(shí)效狀態(tài)中的等軸初生α相少于雙重退火狀態(tài)且尺寸較大，而針狀次生α相的含量明顯多于雙重退火狀態(tài)，導(dǎo)致固溶時(shí)效強(qiáng)度高于雙重退火的強(qiáng)度。
2）當(dāng)固溶溫度為930℃和950℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度值隨著時(shí)效溫度的升高而降低，固溶溫度為980℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度值隨著時(shí)效溫度的升高先增高后降低；當(dāng)時(shí)效溫度為530℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度值隨著固溶溫度的增高先升高后降低，當(dāng)時(shí)效溫度為600℃和650℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度值隨著固溶溫度的升高而增高。
3）得出3組固溶時(shí)效熱處理制度的強(qiáng)度值符合圖樣的要求范圍，組織由白色等軸初生α相和分布著細(xì)小針狀次生α相的β轉(zhuǎn)變組織組成，熱處理制度分別為30℃×0.5h/600℃×6h、
930℃×1h/650℃×3h和950℃×1.5h/650℃×6h，對(duì)應(yīng)的強(qiáng)度平均值分別為1210MPa、1155MPa和1170MPa。
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