TC11鈦合金是一種綜合性能優(yōu)異的α+β型雙相鈦合金，具有耐熱性和低溫性能好?比強(qiáng)度高?耐腐蝕性強(qiáng)等優(yōu)點(diǎn) [1?2]，廣泛應(yīng)用于航空航天?能源和國(guó)防等領(lǐng)域 [3?5]。隨著我國(guó)航天事業(yè)的不斷發(fā)展，各類(lèi)導(dǎo)彈對(duì)發(fā)動(dòng)機(jī)殼體性能及整體結(jié)構(gòu)輕量化 [6?7] 提出了更高的要求，使得TC11鈦合金成為未來(lái)導(dǎo)彈發(fā)動(dòng)機(jī)殼體備選材料之一 [8]。

TC11鈦合金常溫下存在強(qiáng)度高?塑性低?加工硬化強(qiáng)烈?易開(kāi)裂等問(wèn)題，不利于室溫條件下成形 [9]。大量國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)TC11鈦合金熱變形和熱加工工藝進(jìn)行了研究，關(guān)國(guó)輝 [10] 研究了TC11鈦合金的熱變形特性，發(fā)現(xiàn)該合金的塑性隨變形溫度的升高而增大，變形抗力隨溫度的升高而降低。孫海全等 [11] 研究了TC11鈦合金熱旋壓變形性能，結(jié)果表明，該合金在同一變形溫度下，α相隨應(yīng)變速率的增加呈先增多再減少的趨勢(shì)。王曉亮等 [12] 研究了不同退火組織對(duì)TC11鈦合金動(dòng)態(tài)沖擊性能的影響，結(jié)果表明，該合金經(jīng)合理的優(yōu)化雙重退火處理可以得到更加優(yōu)異的室溫準(zhǔn)靜態(tài)和動(dòng)態(tài)力學(xué)性能。王金惠等 [13] 研究了固溶?時(shí)效工藝對(duì)TC11鈦合金組織及性能的影響，發(fā)現(xiàn)TC11合金時(shí)效初期初生α_p相略有長(zhǎng)大，時(shí)效后期二次α相大量析出。

TC11鈦合金用于發(fā)動(dòng)機(jī)殼體，往往需經(jīng)熱旋壓成形 [14]，再經(jīng)時(shí)效處理 [15] 獲得高的強(qiáng)韌性。因此，研究TC11鈦合金熱旋壓及時(shí)效處理后的組織及性能顯得尤為重要。本文以TC11鈦合金為研究對(duì)象，對(duì)熱旋壓及時(shí)效后的微觀組織?力學(xué)性能?拉伸斷口等進(jìn)行了研究，為T(mén)C11鈦合金的理論研究及工程應(yīng)用提供一定的依據(jù)。

1、試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為雙重退火態(tài)TC11鈦合金熱軋管材，其主要化學(xué)成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%) 為 6.50Al?3.38Mo?1.72Zr?0.29Si?0.12O，其余為 Ti，微觀組織見(jiàn)圖 1，可見(jiàn)鈦合金α+β組織，即白色的α相和黑色的β相，組織分布均勻。采用三旋輪強(qiáng)力旋壓機(jī)在 700℃下經(jīng) 4 道次完成熱旋壓成形，熱旋壓后進(jìn)行 560℃保溫 3h 的時(shí)效處理。

采用 Zeiss Supera40 場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡 (SEM) 及配套能譜儀 (EDS)?JEM?2010F 高分辨分析型場(chǎng)發(fā)射透射電鏡 (TEM) 分析TC11鈦合金的組織形貌?晶體結(jié)構(gòu)?斷口形貌及成分；采用 HXS?1000AKY 顯微維氏硬度計(jì)測(cè)量TC11鈦合金的微觀組織硬度，在加載載荷 200g?加載時(shí)間 15s 的條件下分別測(cè)定TC11鈦合金中α相和β相的硬度，在加載載荷 200g、加載時(shí)間 15s 的條件下測(cè)定TC11鈦合金的綜合硬度；采用 CMT5105 型萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸性能測(cè)試。

2、試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 組織

圖 2 為不同狀態(tài)TC11鈦合金的二次電子圖像，其中等軸狀α相呈灰色，片狀β相呈亮白色。由圖 2 (a,b) 可以看出，與雙重退火態(tài)組織相比，熱旋壓后α相、β 相均明顯被拉長(zhǎng)，初生β相區(qū)析出了大量次生α相，次生α相與初生α相連成一片組成鈦合金的基體，剩余β相被次生α相隔斷呈不連續(xù)狀分布，且次生α相基體上發(fā)現(xiàn)了球狀析出相，而初生α相上基本沒(méi)有析出相。由圖 2 (c) 可以看出，熱旋壓和熱旋壓 + 時(shí)效處理后的TC11鈦合金管材的組織形貌均呈現(xiàn)出β相被α相隔斷的不連續(xù)狀分布，這是由于在熱旋壓和時(shí)效處理過(guò)程中發(fā)生β相向α相的不完全轉(zhuǎn)變，β 相中會(huì)有大量次生α相析出，此外β相中還有其它細(xì)小的析出相，析出顆粒尺寸小于 1μm。

2.2 微觀結(jié)構(gòu)

圖 3 為熱旋壓態(tài)TC11鈦合金的 TEM 圖。由圖 3 (a) 可見(jiàn)，沿α/β相界或在β相中有析出相析出，鈦合金中的硅化物主要沿相界和晶界析出，這些沿晶界和相界分布的硅化物主要是在β相的分解轉(zhuǎn)變過(guò)程中產(chǎn)生的，若在晶界連續(xù)析出金屬間化合物，對(duì)材料的塑韌性會(huì)產(chǎn)生不利影響。除硅化物外，β 相的分解轉(zhuǎn)變過(guò)程中還會(huì)產(chǎn)生鋯化物?鋁化物等。根據(jù)選區(qū)電子衍射斑點(diǎn)分析可知，圖 3 (b) 為α相的衍射斑點(diǎn)，其晶帶軸為 [1123]，晶面為 (0110)；圖 3 (c) 為Al₃Ti相的衍射斑點(diǎn)，其晶帶軸為 [0111]，晶面為 (1120)；圖 3 (d) 為Si₃Ti₂Zr₃相的衍射斑點(diǎn)，晶面為 (0422)。因此，熱旋壓態(tài)鈦合金組織除有α相、β 相外，還有Al₃Ti、Si₃Ti₂Zr₃等析出相。

圖 4 為熱旋壓 + 時(shí)效處理TC11鈦合金的 TEM 圖。由圖 4 (a) 可以看出，沿α/β相界或在β相中有析出相析出。根據(jù)選區(qū)電子衍射斑點(diǎn)分析可知，圖 4 (b) 為α相的衍射斑點(diǎn)，其晶帶軸為 [1123]，晶面為 (0110)；圖 4 (c) 為β相的衍射斑點(diǎn)，其晶帶軸為 [1216]，晶面為 (2423)；圖 4 (d) 為Al₃Ti相的衍射斑點(diǎn)，其晶帶軸為 [1213]，晶面為 (1120)；圖 4 (e) 為 TiZr 相的衍射斑點(diǎn)，其晶帶軸為 [5143]，晶面為 (2130)；圖 4 (f) 為T(mén)i₂Zr相的衍射斑點(diǎn)，其晶帶軸為 [2423]，晶面為 (200)；圖 4 (g) 為Si₃Ti₂Zr₃相的衍射斑點(diǎn)，晶面為 (0422)。因此，TC11 鈦合金熱旋壓 + 時(shí)效處理后的組織除有α相、β 相外，還有Al₃Ti、TiZr、Ti₂Zr、Si₃Ti₂Zr₃等析出相。

2.3 微觀硬度

圖 5 為不同狀態(tài)TC11鈦合金的顯微硬度。可以看出，α相的硬度略大于β相，這是由于α相屬于硬化相，而β相屬于軟性相。另外，熱旋壓 + 時(shí)效態(tài)的α相、β 相硬度和綜合硬度均略大于熱旋壓態(tài)，這是由于時(shí)效過(guò)程中發(fā)生了β相向α相的進(jìn)一步轉(zhuǎn)變，并伴隨有化合物析出。由原始雙重退火態(tài)、熱旋壓和熱旋壓 + 時(shí)效處理 3 種工藝下的綜合硬度比較可知，熱旋壓和熱旋壓 + 時(shí)效處理的綜合硬度明顯大于原始雙重退火態(tài)，分別提升 20% 和 22%。因此，熱旋壓工藝對(duì)TC11鈦合金的硬度影響最大，再經(jīng)時(shí)效處理后的硬度提升較小，這是由于熱旋壓過(guò)程使晶粒拉長(zhǎng)和纖維化，產(chǎn)生加工硬化。

2.4 拉伸斷口

圖 6 為熱旋壓 + 時(shí)效處理TC11鈦合金的拉伸斷口二次電子圖像。TC11 鈦合金在時(shí)效后的抗拉強(qiáng)度可達(dá)到 (1215±5) MPa，由圖 6 可見(jiàn)，拉伸斷口宏觀形貌呈脆性斷裂，微觀形貌為混合型斷口，即解理斷口上局部分布有分散的撕裂棱，斷口表面存在大小不相同的球狀顆粒，其會(huì)影響TC11鈦合金管材的性能。進(jìn)一步放大觀察斷口形貌可知，初生α相區(qū)為解理斷裂，這與其硬而脆的特性相一致；而初生β相區(qū)中有α+β相，其中β相對(duì)應(yīng)了斷口上的撕裂棱，表明β相有較好的延展性，在β相區(qū)域隱約可觀察到細(xì)小的析出相。

采用能譜儀 (EDS) 對(duì)斷口上不同的典型微區(qū)進(jìn)行成分分析，結(jié)果如表 1 和表 2 所示。由表 1 可見(jiàn)，大的球狀顆粒的主要元素為 Ti 和 O，分析各種元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)可以判斷該球狀顆粒為T(mén)iO₂顆粒，可能伴有少量其他合金碳化物或氧化物；小的球狀顆粒除主要含有 Ti?O?C?Mo?Al 元素外，還含有少量的 Fe?Si 等元素，且不同小顆粒中的元素含量有很大差異，且不同于基體成分，其中含有分別以 Al?Fe 為主要元素的析出相。α相和β相中 Ti 等主元素含量相對(duì)接近，但還可能有硅化物?氧化物存在。由表 2 可見(jiàn)，球狀顆粒為T(mén)iO₂，α相中 Ti、C、Al、Zr、Mo、Fe、Si 各元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)有明顯差別，其特點(diǎn)是α相中 Al 高、Mo 低，而β相中 Al 低、Mo 高，這是由于 Al 是穩(wěn)定α相的元素，Mo 是穩(wěn)定β相的元素。

表 1 圖 6 (b) 各位置的 EDS 分析結(jié)果 (質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%) Table1 EDS analysis results of each position in Fig.6 (b)(mass fraction,%)

表 2 圖 6 (c) 各位置的 EDS 分析結(jié)果 (質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%) Table2 EDS analysis results of each position in Fig.6 (c)(mass fraction,%)

3、結(jié)論

TC11鈦合金經(jīng)熱旋壓以及時(shí)效處理后的α相、β 相兩種組織均明顯被拉長(zhǎng)，發(fā)生了β相向α相的不完全轉(zhuǎn)變，但熱旋壓和時(shí)效后的析出相組成不同。熱旋壓后有Al₃Ti、Si₃Ti₂Zr₃等析出相，而時(shí)效后有Al₃Ti、TiZr、Ti₂Zr、Si₃Ti₂Zr₃等析出相。

TC11鈦合金中α相的硬度略大于β相，熱旋壓后的綜合硬度較原始雙重退火態(tài)提升 20%，再經(jīng)時(shí)效處理后的綜合硬度較原始雙重退火態(tài)提升 22%，即時(shí)效處理后的綜合硬度略大于熱旋壓態(tài)。熱旋壓對(duì)TC11鈦合金的硬度影響最大，再經(jīng)時(shí)效處理后的硬度提升較小。

TC11鈦合金熱旋壓 + 時(shí)效處理后的拉伸斷口為混合型斷口，其中α相區(qū)呈解理斷裂，β 相區(qū)含撕裂棱。α相是硬脆性相且不易變形，含較多穩(wěn)定α相的 Al 元素。β 相具有一定程度的延性，含有較多穩(wěn)定β相的 Mo 元素，且在初生β相區(qū)中存在α相的解理斷裂。另外，在斷口表面存在一定量的顆粒狀物質(zhì)，主要成分為T(mén)iO₂。

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