航空航天工程用TC11钛合金大规格环材的组织与性能概述

TC11钛合金属于高Al当量马氏体型α+β 钛合金，该合金具有优异的高温强度，热稳定性及抗蠕变性能，被广泛应用于航空航天领域。TC11钛合金作为重要的航空和宇航材料，主要用于制造服役温度在500℃以下的航空发动机压气机盘、叶片、鼓筒等零件及飞机结构件等。随着航空航天技术的飞速发展，对这些关键部件用钛合金的性能要求越来越高，要求其具有更加优异的综合性能。而钛合金的综合性能与其最终的组织形态、相的比例、晶粒的大小及分布情况密切相关。

目前，锻造是钛材热加工中最常用且最有效的加工方法。不仅可以直接锻造成工件的形状，还可以优化其微观组织，改善其力学性能。但是，锻造存在遗传性，会造成成品棒材、饼材、环锻件等组织不均匀问题，尤其是大型的饼、环锻件。为此，我们采用多火次换向镦拔锻造工艺制备大规格环材，该变形方式可以使原始坯料中的铸态晶粒得到充分破碎和再结晶，从而消除了成品中出现的金相缺陷。同时，研究热处理工艺对大规格环材组织、力学性能的影响，从而确定最优化的热加工工艺。

1、实验材料及方法

本文实验所用材料为TC11钛合金铸锭，采用3 次VAR 熔炼，锭型φ 700mm，其主要化学成分：Al：6.7%，Mo：3.3%，Zr：1.8%，Si：0.3%，其余为Ti。经金相法测定其相变点为1016 ℃，铸锭经β 相区开坯锻造，α+β 相区环坯锻造、冲孔， 扩孔成形锻造制得成品规格为φ 830mm/φ 520mm×220mm。在环材高度方向上截取试样环进行热处理实验，热处理在箱式电阻炉中进行，其方案见表1。

为研究环材组织和力学性能的均匀性，将大规格环材按优化出的热处理工艺制度进行整体热处理后，沿厚度方向分为外表层、1/2 层和内表层，沿高度方向分为上表面、H/4、H/2、3H/4 和下表面（H 为环材高度），共15 个位置，进行室温拉伸性能检测，考核其力学性能的均匀性，观察不同方向的显微组织，考核其组织的均匀性。

2、实验结果与分析

固溶温度对TC11钛合金环材性能的影响

1）固溶温度对TC11钛合金环材组织的影响。

图1 为TC11钛合金环材经过950℃～ 990℃固溶处理+530℃时效处理6 小时后的显微组织。在不同固溶温度+ 时效处理后，TC11 环材显微组织是由等轴初生α 相和β 转变组织组成，β 转变组织上分布着细小的针状和短棒状次生α 相。随着固溶温度由950℃升高到990℃，等轴初生α 相含量逐渐减少，由950℃时的50% 逐渐递减至990℃时的10%，且初生α 相晶粒尺寸逐渐增大。同时，随着固溶温度的升高，针状次生α 相含量逐渐增加且变得更加细小弥散。同时，伴随着部分初生α 相的逐渐溶解，未转变的β 相基体含量的饱和度增大，为次生α 相的析出增大了驱动力，促使次生α 相的含量逐渐增多且细小而弥散。

2）固溶温度对TC11钛合金环材力学性能的影响。

TC11钛合金环材经过不同固溶温度处理后的力学性能如图2 所示。

随着固溶温度由950℃升高到990℃，TC11 合金的强度先升高后降低，970℃达到峰值，塑性先降低后升高，970℃时为低谷，相比强度的变化，塑性变化趋势较缓。在室温下，起主要强化作用的是位错，随着固溶温度升高，提供的相变驱动力促使次生α相的析出，在塑性变形时，弥散的α 相周围产生的应力场阻碍了位错运动，同时α 和β 相的界面产生 弥散强化，使强度大幅提高；随着固溶温度950℃升高到970℃，其塑性变化不明显，断面收缩率和锻后伸长率略有降低。随着固溶温度升高到980℃，初生α 相含量骤减，且初生α 相长大，导致两相间相界面较少，对位错的阻碍作用减弱，从而使强度下降，塑性变化略有提高，由此可知，在970℃固溶时，TC11钛合金的强韧性匹配最优。

冷却速度对TC11钛合金环材性能的影响TC11钛合金经970℃固溶处理后，不同冷却速度的力学性能见表2。由表2 可以知，固溶后采用水冷比空冷抗拉强度高260MPa，屈服强度高约220MPa，同时水冷的塑性骤降。图3 为TC11钛合金970℃固溶处理后水冷的SEM 组织，由图3 可知，水冷时，高温固溶处理时大量的亚稳定β 相被固定下来，在随后的低温时效过程中，较多的次生α 相从亚稳定β 相分解出来，并交叉排列在β 转变基体上。由于冷却速度快，过冷度大，再结晶晶粒来不及长大，同时引起了晶格畸变，促使在时效过程中，大量细小、无方向性的针状α 相从亚稳定β 转变相中析出。这些大量的细小次生α 相，交错排列，相界面阻碍了滑移的进行，从而使合金变形困难，因此，片状β转变组织越多，强度越高，塑性越差。

TC11钛合金环材性能均匀性研究为提高合金的使用稳定性、性能的稳定性，在实际生产应用中，TC11钛合金大型饼材、环锻件均是在热处理状态下服役。研究热处理工艺对TC11钛合金组织和性能的影响，得出最优的热处理制度为970℃/保温2hAC+530℃ /6hAC。将文中大规格环材φ 830mm/φ 520mm×220mm 按照此热处理制度整体热处理后，研究其组织和性能的均匀性。图4 为TC11 环材沿壁厚和高度方向不同位置的显微组织，由图4 可知，采用多火次换向镦拔锻造工艺制备大规格环材，环材在高度方向以及厚度方向的组织均为双态组织，且组织均匀分布，等轴初生α 相晶粒尺寸大小均匀分布。对比图4 和图1 中(c)，均为970℃ / 保温2hAC+530℃ /6hAC 处理后的组织，发现图1(c) 中初生α 相含量比图4 中少，而次生α相略多于图4。

图5 为TC11钛合金环材不同位置的力学性能，由图5 可知，该环材在径向和厚度方向的力学性能均匀性良好，抗拉强度Rm 的极差值为15MPa，屈服强度Rp0.2 的极差值为18MPa，断后伸长率A 的极差值为4.5%，断面收缩率Z 的极差值为12%。对比图5和表2，相同固溶时效处理后，试样热处理比环材整体热处理性能高出约80MPa，塑性变化不大。在实际生产过程中，可以通过加快环材在空气中冷却速率而提高其强度。

三、结论

1、TC11钛合金随着固溶温度的升高，初生α相含量逐渐减少，且初生α 相晶粒尺寸逐渐增大，次生α 相含量逐渐增多。室温强度随着固溶温度的升高先升高后降低，同时塑性变化幅度不大。

2、随着冷却速率的加快，TC11钛合金强度增大，塑性骤降。

3、 采用多火次镦拔换向锻造的TC11 大规格环材的组织和力学性能均匀性良好。在970℃ /2hAC+530℃ /6hAC 固溶时效后，环材具有稳定的强塑性。