鈦及鈦合金材料因其自身的優異特性，如密度低，耐低溫、耐高溫、比強度高、耐腐蝕性佳等諸多優點成為眾多學者的研究對象[1-3]。鈦及鈦合金材料不僅在航空航天、船舶制造、化工、兵器等工業領域廣泛應用，在超導材料領域、醫學材料領域也發揮著重要作用[4]。而TC11鈦合金作為眾多α+β型熱強鈦合金中熱強性最好的合金之一，是新型航空裝備上開始應用的一種新型鈦合金，具有較高室溫強度 及良好的熱加工工藝性能，主要應用于航空發動機壓氣機盤、葉片、鼓筒及飛機結構件等零件[7-10]。隨著航空領域技術的不斷發展,航空零件的制造對鈦合金的性能提出了較高的要求,其性能與材料內部組織結構密切相關，通過采用合適的熱處理工藝進行內部顯微組織的調控，可獲得具有優異組織性能的鈦合金零件[13] 。

目前國內外學者已在熱處理制度對TC11的相演變行為及力學性能方面有了大量研究，如王金惠等[14]通過采取正交實驗法，試驗出了固溶處理與時效處理的最佳處理溫度與時間；王宏權等[15]研究了β鍛造溫度及固溶溫度對組織和力學性能的影響，結果表明，固溶溫度的升高會導致初生α相含量減少，合金強度下降。但大量文獻中其高溫性能與組織演變之間的內在關系研究較少。本文以TC11鈦合金為研究對象，通過改變熱處理制度，研究不同熱處理工藝下TC11鈦合金顯微組織結構與高溫力學性能之間的內在聯系,為進一步對該合金的應用及發展提供基本參數和性能指標。

1、實驗材料與方法

1.1實驗材料

實驗所用TC11合金采用粒度適度的海綿鈦、海綿鋯、鋁鉬合金、鈦硅合金、二氧化鈦、鋁豆等。按名義配比進行預混，將混料均勻的原料壓制成電極塊，再將電極塊按照混料順序交叉排列進行真空焊接，經過3次真空熔煉得到鑄錠，經開壞、鍛造及摔圓工藝加工成Φ300mm的棒材(相變點為1010~1015℃)。棒材材料的化學成分見表1。

1.2實驗方法

對TC11合金進行熱處理(熱處理制度見表2)。經熱處理后的試樣采用徠卡金相顯微鏡(LEICADM2700M)觀察微觀組織形貌特征,并獲取金相組織照片。采用萬能試驗機對TC11棒材進行室溫拉伸試驗和500、700、900℃高溫拉伸試驗。

2、結果與分析

2.1熱處理溫度對顯微組織的影響

圖1是TC11鈦合金不同退火工藝處理后的顯微組織照片，圖1a~c的處理工藝分別是950℃×2h，AC+530 ℃×6 h, AC,960 ℃×2 h, AC+530 ℃ ×6 h,AC,970 ℃x2h,AC+530℃×6 h,AC。由圖可見,經熱處理后,TC11鈦合金的顯微組織由初生等軸α相、針狀次生α相和β相組成。隨著熱處理溫度的逐漸升高，初生等軸α相的晶粒尺寸增大，百分含量占比逐漸減小，β相含量占比逐漸增大，并且伴隨著針狀次生α相的增多。這是因為在熱處理溫度接近相變點的過程中，初生等軸α相的熱穩定性下降，隨著溫度的升高逐漸溶解，使得合金中的初生等軸α相減少,β相含量增大，析出針狀次生α相的驅動力增強，從而使得冷卻過程中針狀次生α相含量的升高且細小彌散；同時未溶解的的初生等軸α相析出新的晶核，并逐漸長大[16]。

2.2熱處理溫度對室溫力學性能的影響

表3是不同熱處理制度下TC11的室溫力學性能數據。可以發現，隨著熱處理溫度的升高，抗拉伸強度(R_m)和屈服強度(R_p0.2)呈下降趨勢,斷裂伸長率(A)和斷面收縮率(Z)呈現先升高后下降的趨勢。其次,熱處理A制度(950℃×2 h,AC+530℃×6 h,AC)和熱處理 B制度(960℃×2 h, AC+530 ℃×6 h, AC)下的TC11合金抗拉強度和屈服強度相差不大，但是斷裂伸長率與斷面收縮率方面有明顯差異，在熱處理B制度下TC11合金會獲得更高的塑性，因此在熱處理 B 制度(960 ℃×2 h, AC+530 ℃×6 h, AC)下會獲得良好的強塑性匹配，此時R_m為1089MPa，R_p0.2為976MPa,A為19%,Z為51%。這是由于隨著固溶溫度的增大，等軸初生α相晶粒尺寸增大,所占含量比例下降，導致α/β相界面減少，對位錯運動的阻礙作用降低，錯位塞積較少，使合金強度降低，塑性增大[17]；但是隨著溫度的繼續升高，針狀次生α相的增多,兩相間界面增多,起到強化作用，使得合金的強度升高，塑性下降，此時存在兩種機制的競爭作用。

2.3熱處理溫度對高溫力學性能的影響

圖2是不同熱處理制度下對TC11高溫力學性能的影響，表4是不同熱處理制度下TC11的高溫力學性能數據。可以發現，在同一熱處理制度下，隨著測試溫度的升高，合金R_m和R_p0.2呈下降趨勢,A 和Z呈現升高的趨勢。這主要與晶粒及晶界強度隨溫度升高變化幅度不同有關，在室溫或較低溫度下，金屬材料的塑性變形主要通過晶內滑移和李晶兩種機制進行，晶粒邊界是位錯運動的阻礙，致使塑性變 形抗力增大；在高溫下，不會產生李晶變形，也不會出現在較低溫度下由于李晶或位錯塞積導致的脆性解理斷裂，高溫下晶界會產生黏滯性流動，發生晶粒沿晶界的相對滑動，并產生擴散變，導致合金強度下降,塑性增大[18]。

同時，對比不同熱處理制度下的高溫力學性能數據，發現500℃高溫下，熱處理A制度下合金的力學性能最優,R_m為771MPa,R_p0.2為584MPa,A為19%,Z為71%。相比于熱處理C制度下處理分別提高了8.2%，6.3%，35%，73%。但是，當測試溫度高于500℃時，熱處理C制度下的合金綜合性能卻是最好的，強塑性匹配比較優異。結合不同熱處理制度下合金的顯微組織變化，發現晶粒越細小的合金,高溫強度反而降低,與室溫力學性能恰恰相反。這是因為晶粒越細小，晶界在高溫下越容易發生粘滯性流動，進而進行擴散蠕變，導致合金強度降低，塑性增大；而500℃高溫時，合金在開始發生蠕變時易發生應變硬化,存在強塑性的競爭關系，隨著溫度的升高，蠕變進一步加強，合金強度降低，從而塑性開始增大[19]。

2.4高溫拉伸斷口分析

圖3是不同熱處理制度下TC11的高溫拉伸斷口照片，其中圖3a和c分別是熱處理制度A下500和900℃高溫拉伸斷口照片，圖3b和d分別是熱處理制度C下500和900℃高溫拉伸斷口照片。可以看出500℃高溫拉伸斷口照片部分顯現為“臺階”狀的裂痕，呈現部分韌性斷裂特征，但不是很明顯,其斷口形貌為解理斷裂，表現為韌性較差；而900℃高溫拉伸斷口照片呈現出大小不等的韌窩狀結構,為韌性斷裂特征。另外,對比圖3a和b可以發現，在熱處理制度A下,500℃高溫拉伸斷口形貌相對熱處理制度C呈現更多的韌性斷裂特征,結合力學性能看出，熱處理A制度下的強塑性匹配較為優異。對比圖3c和d可以發現,在熱處理制度C下，900℃高溫拉伸斷口形貌相對熱處理制度C呈現更多的韌性斷裂特征，表現為韌窩更大、更深,說明在900℃高溫拉伸下，此時處理制度C可獲得更高的韌性特征，結合力學性能和顯微組織照片分析，進一步驗證了晶粒越細小，晶界在高溫下越容易發生 黏滯性流動，進而進行擴散蠕變，導致合金強度降低,塑性增大。

3、結論

(1)隨著熱處理溫度的逐漸升高,初生等軸α相的晶粒尺寸增大，百分含量占比逐漸減小，β相含量占比逐漸增大，并且伴隨著針狀次生α相的增多。

(2)在室溫使用環境下,TC11合金在熱處理B制度(960℃×2h,AC+530℃×6h,AC)下會獲得良好的強塑性匹配,此時抗拉伸強度為1089MPa,屈服強度為976MPa，斷裂伸長率為19%，斷面收縮率為51%。

(3)在500℃高溫使用環境下，熱處理A制度(950℃×2 h,AC+530℃x6 h,AC)下合金的力學性能最優，抗拉伸強度為771MPa,屈服強度為584MPa，斷裂伸長率為19%,斷面收縮率為71%，相比于熱處理 C 制度(970 ℃×2 h,AC+530 ℃×6 h,AC)下處理分別提高了8.2%,6.3%,35%,73%。

(4)在500℃以上使用環境下，晶粒越細小的合金，高溫強度反而降低，與室溫力學性能恰恰相反，此時為獲得良好的強塑性匹配，選用熱處理制度B(960 ℃×2 h, AC+530 ℃×6 h, AC)最佳。

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