钛及钛合金材料因其自身的优异特性，如密度低，耐低温、耐高温、比强度高、耐腐蚀性佳等诸多优点成为众多学者的研究对象[1-3]。 钛及钛合金材料不仅在航空航天、船舶制造、化工、兵器等工业领域广泛应用，在超导材料领域、医学材料领域也发挥着重要作用[4-6]。 而TC11 钛合金作为众多α+β 型热强钛合金中热强性最好的合金之一，是新型航空装备上开始应用的一种新型钛合金，具有较高室温强度及良好的热加工工艺性能，主要应用于航空发动机压气机盘、叶片、鼓筒及飞机结构件等零件[7-10]。随着航空领域技术的不断发展，航空零件的制造对钛合金的性能提出了较高的要求，其性能与材料内部组织结构密切相关，通过采用合适的热处理工艺进行内部显微组织的调控，可获得具有优异组织性能的钛合金零件[11-13]。
目前国内外学者已在热处理制度对TC11 的相演变行为及力学性能方面有了大量研究，如王金惠等[14]通过采取正交实验法，试验出了固溶处理与时效处理的最佳处理温度与时间；王宏权等[15]研究了β 锻造温度及固溶温度对组织和力学性能的影响，结果表明，固溶温度的升高会导致初生α 相含量减少，合金强度下降。 但大量文献中其高温性能与组织演变之间的内在关系研究较少。 本文以TC11 钛合金为研究对象，通过改变热处理制度，研究不同热处理工艺下TC11 钛合金显微组织结构与高温力学性能之间的内在联系，为进一步对该合金的应用及发展提供基本参数和性能指标。
1 实验材料与方法
1.1 实验材料
实验所用TC11 合金采用粒度适度的海绵钛、海绵锆、铝钼合金、钛硅合金、二氧化钛、铝豆等。 按名义配比进行预混， 将混料均匀的原料压制成电极块，再将电极块按照混料顺序交叉排列进行真空焊接，经过3 次真空熔炼得到铸锭，经开坯、锻造及摔圆工艺加工成φ300 mm 的棒材(相变点为1 010～1 015 ℃)。 棒材材料的化学成分见表1。
表1 TC11合金化学成分
Tab.1 Chemical composition of the TC11 alloy(mass fraction/%)
TiAl Mo ZrSiFeCNHO Bal.6.60 3.38 1.74 0.300 0.033 0.004 0.004 0.000 6 0.13
1.2 实验方法
对TC11 合金进行热处理(热处理制度见表2)。经热处理后的试样采用徕卡金相显微镜(LEICA DM2700M)观察微观组织形貌特征，并获取金相组织照片。 采用万能试验机对TC11 棒材进行室温拉伸试验和500、700、900 ℃高温拉伸试验。
表2 热处理制度
Tab.2 Heat treatment system
No.Annealing processesAging A 950 ℃×2 h,AC530 ℃×6 h,AC B 960 ℃×2 h,AC530 ℃×6 h,AC C 970 ℃×2 h,AC530 ℃×6 h,AC
2 结果与分析
2.1 热处理温度对显微组织的影响
图1 是TC11 钛合金不同退火工艺处理后的显微组织照片，图1a～c 的处理工艺分别是950 ℃×2 h,AC+530 ℃×6 h, AC、960 ℃×2 h, AC+530 ℃×6 h,AC、970 ℃×2 h,AC+530 ℃×6 h,AC。 由图可见，经热处理后，TC11 钛合金的显微组织由初生等轴α相、针状次生α 相和β 相组成。 随着热处理温度的逐渐升高，初生等轴α 相的晶粒尺寸增大，百分含量占比逐渐减小，β 相含量占比逐渐增大，并且伴随着针状次生α 相的增多。 这是因为在热处理温度接近相变点的过程中， 初生等轴α 相的热稳定性下降，随着温度的升高逐渐溶解，使得合金中的初生等轴α 相减少，β 相含量增大， 析出针状次生α 相的驱动力增强，从而使得冷却过程中针状次生α 相含量的升高且细小弥散； 同时未溶解的的初生等轴α相析出新的晶核，并逐渐长大[16]。
图1 TC11 钛合金不同退火工艺处理后显微组织：(a)热处理制度A；(b)热处理制度B；(c)热处理制度C
Fig.1 Microstructures of the TC11 titanium alloy after different annealing processes:(a)heat treatment A;(b)heat treatment B;(c)heat treatment C
2.2 热处理温度对室温力学性能的影响
表3 是不同热处理制度下TC11 的室温力学性能数据。 可以发现，随着热处理温度的升高，抗拉伸强度(Rm)和屈服强度(Rp0.2)呈下降趋势，断裂伸长率(A)和断面收缩率(Z)呈现先升高后下降的趋势。 其次，热处理A 制度(950 ℃×2 h,AC+530 ℃×6 h,AC)和热处理B 制度(960 ℃×2 h,AC+530 ℃×6 h,AC)下的TC11 合金抗拉强度和屈服强度相差不大， 但是断裂伸长率与断面收缩率方面有明显差异，在热处理B 制度下TC11 合金会获得更高的塑性， 因此在热处理B 制度(960 ℃×2 h,AC+530 ℃×6 h,AC)下会获得良好的强塑性匹配， 此时Rm 为1 089 MPa，Rp0.2 为976 MPa，A 为19%，Z 为51%。 这是由于随着固溶温度的增大， 等轴初生α 相晶粒尺寸增大，所占含量比例下降，导致α/β 相界面减少，对位错运动的阻碍作用降低，错位塞积较少，使合金强度降低，塑性增大[17]；但是随着温度的继续升高，针状次生α 相的增多，两相间界面增多，起到强化作用，使得合金的强度升高，塑性下降，此时存在两种机制的竞争作用。
表3 不同热处理制度下TC11的室温力学性能
Tab.3 Room-temperature mechanical properties of TC11 under different heat treatments
No.Rm/MPaRp0.2/MPaA/%Z/%A 1 1441 04615.046.0 B1 08997619.051.0 C 1 05494411.532.0
2.3 热处理温度对高温力学性能的影响
图2 是不同热处理制度下对TC11 高温力学性能的影响， 表4 是不同热处理制度下TC11 的高温力学性能数据。 可以发现，在同一热处理制度下，随着测试温度的升高， 合金Rm 和Rp0.2 呈下降趋势，A和Z 呈现升高的趋势。 这主要与晶粒及晶界强度随温度升高变化幅度不同有关，在室温或较低温度下，金属材料的塑性变形主要通过晶内滑移和孪晶两种机制进行，晶粒边界是位错运动的阻碍，致使塑性变形抗力增大；在高温下，不会产生孪晶变形，也不会出现在较低温度下由于孪晶或位错塞积导致的脆性解理断裂，高温下晶界会产生黏滞性流动，发生晶粒沿晶界的相对滑动，并产生扩散蠕变，导致合金强度下降，塑性增大[18]。
图2 不同热处理制度下TC11 高温力学性能：(a)Rm;(b)Rp0.2;(c)A;(d)Z
Fig.2 High-temperature mechanical properties of TC11 under different heat treatments:(a)Rm;(b)Rp0.2;(c)A;(d)Z
表4 不同热处理制度下TC11 的高温力学性能
Tab.4 High-temperature mechanical properties of TC11 under different heat treatments
No.Temperture/℃Rm/MPaRp0.2/MPa A/%Z/%A15007715841971 A27003982523384 A3900421212199 B15007595801763 B27004222632981 B3900601611498 C15007125491441 C27004392671847 C3900782511598
同时， 对比不同热处理制度下的高温力学性能数据，发现500 ℃高温下，热处理A 制度下合金的力学性能最优，Rm 为771 MPa，Rp0.2 为584 MPa，A为19%，Z 为71%。 相比于热处理C 制度下处理分别提高了8.2%，6.3%，35%，73%。 但是，当测试温度高于500 ℃时，热处理C 制度下的合金综合性能却是最好的，强塑性匹配比较优异。 结合不同热处理制度下合金的显微组织变化，发现晶粒越细小的合金，高温强度反而降低，与室温力学性能恰恰相反。这是因为晶粒越细小，晶界在高温下越容易发生粘滞性流动，进而进行扩散蠕变，导致合金强度降低，塑性增大；而500 ℃高温时，合金在开始发生蠕变时易发生应变硬化，存在强塑性的竞争关系，随着温度的升高，蠕变进一步加强，合金强度降低，从而塑性开始增大[19]。
2.4 高温拉伸断口分析
图3 是不同热处理制度下TC11 的高温拉伸断口照片，其中图3a 和c 分别是热处理制度A 下500和900 ℃高温拉伸断口照片， 图3b 和d 分别是热处理制度C 下500 和900 ℃高温拉伸断口照片。 可以看出500 ℃高温拉伸断口照片部分显现为 “台阶”状的裂痕，呈现部分韧性断裂特征，但不是很明显，其断口形貌为解理断裂，表现为韧性较差；而900 ℃高温拉伸断口照片呈现出大小不等的韧窝状结构，为韧性断裂特征。另外，对比图3a 和b 可以发现，在热处理制度A 下，500 ℃高温拉伸断口形貌相对热处理制度C 呈现更多的韧性断裂特征，结合力学性能看出，热处理A 制度下的强塑性匹配较为优异。 对比图3c 和d 可以发现，在热处理制度C 下，900 ℃高温拉伸断口形貌相对热处理制度C 呈现更多的韧性断裂特征，表现为韧窝更大、更深，说明在900 ℃高温拉伸下， 此时处理制度C 可获得更高的韧性特征， 结合力学性能和显微组织照片分析，进一步验证了晶粒越细小， 晶界在高温下越容易发生黏滞性流动， 进而进行扩散蠕变， 导致合金强度降低，塑性增大。
图3 不同热处理制度下TC11 拉伸断口形貌：(a,c) 热处理制度A；(b,d)热处理制度C
Fig.3 Morphology of the tensile fracture of TC11 under different heat treatments:(a,c)heat treatment A;(b,d)heat treatment C
3 结论
(1)随着热处理温度的逐渐升高，初生等轴α 相的晶粒尺寸增大，百分含量占比逐渐减小，β 相含量占比逐渐增大，并且伴随着针状次生α 相的增多。
(2)在室温使用环境下，TC11 合金在热处理B制度(960 ℃×2 h,AC+530 ℃×6 h,AC)下会获得良好的强塑性匹配，此时抗拉伸强度为1 089 MPa，屈服强度为976 MPa，断裂伸长率为19%，断面收缩率为51%。
(3)在500 ℃高温使用环境下，热处理A 制度(950 ℃×2 h,AC+530 ℃×6 h,AC)下合金的力学性能最优，抗拉伸强度为771 MPa，屈服强度为584 MPa，断裂伸长率为19%，断面收缩率为71%，相比于热处理C 制度(970 ℃×2 h, AC+530 ℃×6 h, AC)下处理分别提高了8.2%，6.3%，35%，73%。
(4)在500 ℃以上使用环境下，晶粒越细小的合金，高温强度反而降低，与室温力学性能恰恰相反，此时为获得良好的强塑性匹配， 选用热处理制度B(960 ℃×2 h,AC+530 ℃×6 h,AC)最佳。
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