大规格TC11钛合金棒材热处理后组织与性能分布规律性研究

李敏娜，吴 晨，马保飞，周立鹏，肖松涛

(西北有色金属研究院，陕西 西安 710016)

TC11钛合金是我国于20世纪70年代末研发的一种α+β型钛合金。该合金具有良好的可加工性和热稳定性，可在500～550 ℃长时间使用。当TC11钛合金用于制作飞机发动机压气盘、叶片、机闸等关键零部件时，需要具备良好的室温力学性能、高温强度和冲击韧性等[1]。通过热处理可以对TC11钛合金的组织进行调控，从而使其获得优异的综合性能[2-4]。目前，TC11钛合金最为常规的热处理制度为(950～970)℃/120 min/AC+530 ℃/360 min/AC。然而，对于直径在200 mm以上的大规格TC11钛合金棒材，热处理过程中，往往由于心部温降缓慢而造成不同位置的组织和力学性能出现差异[5]。此外，TC11钛合金的合金化程度高，含有易偏析元素Mo，故加工过程中合金组织对工艺参数十分敏感，组织均匀性的控制难度较大[6]。因此，研究了大规格TC11钛合金棒材热处理后组织和力学性能的分布规律，以期为实际生产过程中组织和力学性能的均匀性控制提供参考依据。

1 实 验

1.1 实验材料

实验材料为经过3次真空自耗电弧炉熔炼的TC11钛合金铸锭，其直径为620 mm，主要化学成分为：Al 6.5%，Mo 3.52%，Zr 1.69%，Si 0.31%，余量为Ti。金相法测得铸锭相变温度为1000～1005 ℃。铸锭经β相区开坯，α+β相区多火次锻造，得到规格为φ200 mm×1300 mm的棒材。

1.2 实验方法

对TC11钛合金棒材进行970 ℃/120 min/AC+530 ℃/360 min/AC热处理。按图1a所示，沿棒材长度(L)方向分别在L、L/4、L/2处截取φ200 mm×20 mm盘片，每个盘片沿直径(D)方向分别在D、D/4、D/2处取金相试样和拉伸试样。采用OLYMPUS PLAG3光学显微镜进行显微组织观察。采用INSTRON 8985万能试验机进行室温、高温拉伸性能试验。按图1b所示，在棒材另一端L处沿D至D/2处平均取6个冲击试样，标记为1#～6#。采用ZBC2602-CE冲击试验机进行夏比冲击试验(U型缺口)，测量试样的冲击韧性。

图1 TC11钛合金棒材取样位置示意图Fig.1 Sampling position of TC11 titanium alloy bar：(a) microstructure and tensile specimens； (b) impact specimens

2 结果与分析

2.1 显微组织

图2为经970 ℃/120 min/AC+530 ℃/360 min/AC热处理后TC11钛合金棒材沿长度方向和直径方向不同位置的显微组织。D处沿长度方向(L至L/2处)的显微组织(图2a～2c)变化较小，主要表现为等轴初生αp相晶粒长大，部分次生αs相由针状逐渐长大成短条状。D/2处沿长度方向(L至L/2处)显微组织(图2g～2i)变化最为明显，越靠近L/2，等轴初生αp相含量越多且晶粒尺寸更大，次生αs相由针状长大成短条状甚至棒状，β相含量逐渐减少，在D/2、L/2处的显微组织几乎全部为初生αp相和次生αs相。D/4处TC11钛合金的显微组织(图2d～2f)变化介于D和D/2之间。

图2 热处理后TC11钛合金棒材不同位置的显微组织Fig.2 Microstructures of TC11 titanium alloy bar at different positions after heat treatment：(a) L，D； (b) L/4，D；(c) L/2，D；(d) L，D/4；(e) L/4，D/4；(f) L/2，D/4；(g) L，D/2；(h) L/4，D/2；(i) L/2，D/2

显微组织主要与TC11钛合金棒材热处理过程中的温度变化有关。TC11钛合金的导热性较差，在热处理过程中存在一定的温度梯度，在长度和直径方向上越靠近心部，棒材的冷却速度越慢，使得初生αp相和次生αs相有足够的时间缓慢长大，越靠近棒材表面，热处理后冷却速度越快，α相来不及长大，同时可以将更多的β相保留下来。

2.2 室温拉伸性能

图3为热处理后TC11钛合金棒材不同位置的室温拉伸性能。沿棒材长度方向从L至L/2处，在D和D/4位置的强度变化较小，但D/2处的室温拉伸性能存在明显差异，靠近L/2处，强度显著降低，塑性增加。室温拉伸性能的变化主要与棒材显微组织的变化有关。沿长度方向，棒材D/2处的显微组织变化最为明显，因此，室温拉伸性能的变化也更具有规律性。这主要是因为沿长度方向，棒材D/2处的初生αp相含量增加，β相含量降低，致使α/β相界面减少，对位错的钉扎作用减弱，使材料更容易发生变形，强度降低，且随着初生αp相含量的增加，材料的变形协调性增加，致使塑性略微增加[7]。

图3 TC11钛合金棒材不同位置的室温拉伸性能Fig.3 Room temperature tensile properties of TC11 titanium alloy bar at different positions

2.3 高温拉伸性能

图4为TC11钛合金棒材不同位置的高温拉伸性能。从图4可以看出，TC11钛合金棒材的高温抗拉强度表现出沿不同方向越靠近心部，强度越低。钛合金的高温拉伸行为较室温拉伸行为更加复杂，受多种因素影响，但也主要与显微组织有关。如前所述，沿长度方向越靠近L/2处，初生αp相、次生αs相含量增加，β相含量降低。观察L处沿直径方向显微组织变化规律可以发现，越靠近D/2处，初生αp相和β相晶粒长大越明显。αp相含量增加会降低高温抗拉强度，同时，次生αs相片层厚度增加、方向性增强，β晶粒尺寸长大等显微组织的变化，也都会造成高温抗拉强度的降低[8]。从图4还可以看出，棒材不同位置的高温塑性变化不大，说明显微组织变化对高温塑性的影响较小。

图4 TC11钛合金棒材不同位置的高温拉伸性能Fig.4 High temperature tensile properties of TC11 titanium alloy bar at different positions

2.4 冲击韧性

图5为热处理后TC11钛合金棒材L处不同位置的冲击韧性。从图5可以看出，沿棒材直径方向，越靠近心部，冲击韧性越低。对比L处不同位置显微组织可以发现，由D处到D/2处，棒材的初生αp相和次生αs相晶粒逐渐长大，含量增加，对应β相含量逐渐减少。初生αp相界有利于微裂纹的形核[9]，因此，初生αp相含量增加，TC11钛合金棒材的冲击韧性降低。

图5 TC11钛合金棒材L处不同位置的冲击韧性Fig.5 Impact toughness of TC11 titanium alloy bar at different positions of L location

3 结 论

(1) 经970 ℃/120 min/AC+530 ℃/360 min/AC热处理后，大规格TC11钛合金棒材不同位置的显微组织存在一定差异。其中，D/2处组织变化最为明显，主要表现为α相含量增加，晶粒长大，β相含量降低。

(2) 大规格TC11钛合金棒材不同位置的室温拉伸性能变化与显微组织密切相关。沿长度方向，D/2处的显微组织差异最为明显，室温拉伸性能表现为由边部至心部抗拉强度逐渐降低，塑性升高。

(3) 大规格TC11钛合金棒材显微组织对其高温抗拉强度和冲击韧性具有显著影响。越靠近心部(D/2和L/2)，高温抗拉强度和冲击韧性越低，但高温塑性变化不明显。