引言

鈦合金可分為α型、β型和α＋β型［1］。與其他兩種類型的合金相比，α＋β型鈦合金的性能更好，在航空航天等領(lǐng)域應(yīng)用廣泛［2-3］。TC11鈦合金的名義成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）為Ti-Al（5.8~7.0）-Mo（2.8～3.8）-Zr（0.8~2.0）-Si（0.2~0.35），是典型的α＋β型鈦合金［4］，其鋁當(dāng)量高達(dá)7.8。TC11鈦合金的熱加工性能良好，熱強(qiáng)性好、室溫強(qiáng)度高，被用于制作航空發(fā)動(dòng)機(jī)的鼓筒、葉片和壓氣機(jī)盤等關(guān)鍵零件［5-6］。

熱處理可強(qiáng)化鈦合金，通過改變鈦合金的顯微組織來改變力學(xué)性能。鈦合金的熱處理工藝包括退火、固溶處理和時(shí)效等，退火是最常用的熱處理工藝包括再結(jié)晶退火等［7-9］。本文對(duì)TC11鈦合金進(jìn)行了不同溫度的退火處理，可為正確制定鈦合金的熱處理工藝提供理論依據(jù)。

1、試驗(yàn)材料和方法

試驗(yàn)材料為直徑140mm的TC11鈦合金棒材。

采用Ａｖｉｏ500電感耦合等離子體發(fā)射光譜儀測定的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，％）為6.65Al、3.13Mo、1.54Zr、0.302Si、0.204Ｏ和0.195Fe。

根據(jù)已測定的相變溫度997℃，確定退火溫度分別為940℃、960℃、980℃和1000℃，保溫5ｈ空冷，退火溫度處于兩相區(qū)和單相區(qū)。加熱設(shè)備為Ｈｂ-2Ｘ箱式電阻爐。退火后對(duì)合金進(jìn)行金相檢驗(yàn)和按ＧＢ／Ｔ228.1—2010《金屬材料－拉伸試驗(yàn)第1部分：室溫試驗(yàn)方法》進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)。采用ＺＥＩＳＳＳｕｐｒａ掃描電子顯微鏡檢驗(yàn)拉伸斷口的微觀形貌。

2、結(jié)果和分析

2.1　顯微組織

圖1為經(jīng)不同退火溫度后TC11鈦合金的顯微組織。圖1表明，退火溫度明顯影響合金的顯微組織。940℃退火的合金組織主要由初生α相（位置Ａ）和β轉(zhuǎn)變組織（位置Ｂ）構(gòu)成，有大量細(xì)小針狀α相均勻分布在β轉(zhuǎn)變組織中；初生α相的形貌不同，主要呈粗大的棒狀，并有少量塊狀。960℃退火的合金，組織中初生α相減少，而β轉(zhuǎn)變組織增多。980℃退火的合金，組織中初生α相明顯減少，主要呈細(xì)小條狀，還有少量等軸狀。1000℃退火的合金，組織中初生α相完全消失，有粗大的β相，析出了更多的細(xì)小針狀α相，組織類型為細(xì)片狀β轉(zhuǎn)變組織。以上結(jié)果說明，隨著退火溫度的升高，合金組織最明顯的變化為初生α相減少甚至消失，析出的針狀α相增多，組織類型從雙態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)片狀β轉(zhuǎn)變組織。

退火加熱時(shí)，合金中α相晶格結(jié)構(gòu)會(huì)發(fā)生變化，從密排六方結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)轶w心立方結(jié)構(gòu)（β相）［10］。隨著退火溫度的繼續(xù)升高，更多的α相發(fā)生轉(zhuǎn)變，即導(dǎo)致α相減少、β相增多。在相變溫度以上加熱時(shí)，α相全部轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪啵孰S著退火溫度的升高，α相減少并消失。在退火后的冷卻過程中，合金中的β相轉(zhuǎn)變?yōu)棣料?。在冷卻過程中，β相轉(zhuǎn)變形成的α相來不及長大，最終在晶界或β相內(nèi)形成排列有序的細(xì)小針狀α相。在單相區(qū)溫度（1000℃）退火后合金中形成粗大β相主要是因?yàn)榫ЯｉL大的動(dòng)力學(xué)過程被激活，晶界遷移加快，導(dǎo)致晶粒長大［11］。

2.2　拉伸性能

圖2為不同溫度退火的TC11鈦合金的拉伸性能。圖2表明，隨著退火溫度的升高，合金的強(qiáng)度提高，抗拉強(qiáng)度從1090MPa提高至1288MPa，屈服強(qiáng)度從900MPa提高至1087MPa，但塑性降低，斷后伸長率從10％降低到了2％，斷面收縮率從32％降低到了5％。

在室溫拉伸試驗(yàn)過程中，試樣變形的均勻性、滑移帶間距及變形程度均受初生α相的數(shù)量和尺寸的影響，初生α相的晶體取向無序，具有較高的滑移面密度和多方向滑移，可以同時(shí)激活多個(gè)滑移系［10］，因而能有效降低局部應(yīng)力集中，減緩晶體的損傷和斷裂，初生α相越多，合金的塑性越好。由圖1可知，隨著退火溫度的升高，合金中初生α相減少并消失，故合金塑性降低。

除初生α相外，隨著退火溫度的升高，合金中細(xì)小針狀α相增多，導(dǎo)致合金中形成大量的相界面，能阻礙位錯(cuò)和晶界移動(dòng)，提高強(qiáng)度。相界面能吸收和減小應(yīng)力，提高合金的強(qiáng)度。合金中初生α相對(duì)合金的塑性有利，而針狀α相則對(duì)合金的強(qiáng)度有利。

2.3　拉伸斷口形貌

圖3為不同溫度退火的TC11鈦合金拉伸斷口的微觀形貌。圖3表明，在兩相區(qū)溫度退火的合金拉伸斷口有大量韌窩（位置Ｃ），且隨著退火溫度的升高，斷口的撕裂棱越來越明顯（位置Ｄ）且數(shù)量增多。在單相區(qū)溫度退火的合金，斷口發(fā)生明顯變化，呈明顯的巖石狀，僅有很少量的淺韌窩。

韌窩數(shù)量越多，表示合金的塑性越好，韌窩的形成表明是塑性變形，說明合金在拉伸過程中發(fā)生了塑性變形而不是脆性斷裂。此外，韌窩能吸收和分散應(yīng)力，減輕應(yīng)力集中，從而延緩合金斷裂，不會(huì)發(fā)生立刻斷裂［12］。因此TC11合金在兩相區(qū)溫度退火后的塑性較在單相區(qū)溫度退火的好，這與圖2結(jié)果相吻合。

撕裂棱是合金在斷裂過程中形成的，其數(shù)量增多表示合金的強(qiáng)度提高。

3、結(jié)論

（1）經(jīng)不同溫度退火的TC11鈦合金的顯微組織不同。隨著退火溫度的升高，合金中初生α相減少甚至消失，而析出的針狀α相增多，合金從雙態(tài)組織轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)片狀β轉(zhuǎn)變組織。

（2）隨著退火溫度的升高，合金抗拉強(qiáng)度從1090MPa提高至1288MPa，屈服強(qiáng)度從900MPa提高至1087MPa，斷后伸長率從10％降低至2％，斷面收縮率從32％降低至5％。

（3）在兩相區(qū)溫度退火的合金，拉伸斷口以韌窩為主，隨著退火溫度的升高，斷口中撕裂棱增多；在單相區(qū)溫度退火的合金拉伸斷口主要呈巖石狀，僅有少量韌窩。

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