TC11鈦合金的名義成分為Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si,是綜合性能良好的型熱強(qiáng)鈦合金(相當(dāng)于俄羅斯的BT9合金），在500°C以下具有優(yōu)異的綜合力學(xué)性能，主要被用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)盤、葉片、鼓筒等零部件。TC11合金具有良好的熱加工工藝性能，一般采用熱模鍛或等溫鍛在α+β兩相區(qū)變形。
在實(shí)際生產(chǎn)中，部分TC11鍛件存在性能裕度低甚至性能不合格，因此需要深人研究鍛造工藝和雙重退火工藝對(duì)TC11鈦合金鍛件顯微組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律，發(fā)掘整個(gè)工藝過程微觀組織的演化規(guī)律和工藝-組織-性能的關(guān)系規(guī)律，為TC11合金等溫鍛件研制提供理論和試驗(yàn)依據(jù)。
1、試驗(yàn)材料與方法
試驗(yàn)用原材料為小200mm的TC11鈦合金熱軋棒材，化學(xué)成分(wt%)為：6.54Al、3.45Mo、1.67Zr、0.29Si、0.012Fe、0.004C、0.003N、0.1400、0.001H、余量Ti,用金相法測(cè)得相變點(diǎn)為1015°C。棒材各部位顯微組織如圖1所示，各部位均為細(xì)小的等軸組織。
以棒材R/2為圓心切取φ90mm×140mm的鍛坯，按照表1中工藝對(duì)鍛坯進(jìn)行等溫鍛造和雙重退火。等溫鍛造設(shè)備為20MN等溫鍛液壓機(jī)，鍛造過程采用電阻加熱裝置將鍛造用高溫合金平模預(yù)熱至與坯料相同的溫度，鍛坯加熱前涂覆玻璃潤滑劑以減輕高溫氧化、減弱轉(zhuǎn)移溫降和改善鍛造過程潤滑，并于鍛坯外圓周包裹硅酸鋁纖維氈以減輕轉(zhuǎn)移過程溫降。鍛坯在箱式電阻爐加熱保溫結(jié)束后迅速轉(zhuǎn)移至高溫合金平模進(jìn)行等溫鍛造，鍛后空冷，并采用箱式電阻爐進(jìn)行雙重退火。在鍛后的餅坯鍛件的弦向取樣并加工成標(biāo)距φ5mmx×25mm的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，按GB/T228《金屬拉伸試驗(yàn)方法》進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)。在OLYMPUS-PMG3光學(xué)顯微鏡上對(duì)試樣進(jìn)行顯微組織觀察，金相組織腐蝕劑為3%HF+7%HNO3+90%H2O。
2、試驗(yàn)結(jié)果與分析
2.1等溫鍛造溫度對(duì)顯微組織的影響
圖2是在不同溫度等溫鍛造并空冷后餅坯鍛件的顯微組織。由圖可見，隨鍛造溫度升高，鍛態(tài)組織逐漸由等軸組織過渡為雙態(tài)組織：初生α相含量依次降低（955°C鍛造后約55%;975°C鍛后約40%;995°C鍛后約30%)，(β轉(zhuǎn)變組織含量升高，β晶粒逐漸長(zhǎng)大，晶界α相和次生α相逐漸粗化。這符合α+β兩相鈦合金鍛造過程組織演化規(guī)律，鍛坯加熱溫度越高，初生α相回溶量越多，這也導(dǎo)致鍛后空冷過程中更多的α相以次生相形式析出。相形貌方面，經(jīng)歷較大塑性變形的初生α相呈鋸齒邊界，鍛造溫度較低時(shí)，初生α相基本保留等軸狀，說明初生α相含量較高時(shí)，鍛造過程初生α相主要以轉(zhuǎn)動(dòng)來協(xié)調(diào)變形，而鍛造溫度較高時(shí)，初生α相呈現(xiàn)出沿變形方向被拉長(zhǎng)的跡象。鍛后空冷析出的次生α相較為平直。
2.2雙重退火對(duì)顯微組織的影響
圖3為不同溫度等溫鍛造后的餅坯鍛件分別經(jīng)不同工藝退火后的顯微組織。由圖可見，退火態(tài)初生α相完成再結(jié)晶，相界面較為平滑。工藝1?3退火態(tài)初生α含量與鍛態(tài)基本一致。不同的是，工藝1中次生相仍非常細(xì)小，而工藝2和3的次生α相發(fā)生了不同程度的粗化，工藝3中次生α相粗化尤為明顯。對(duì)于α+β兩相鈦合金，加熱溫度越低，α相百分含量越高，工藝2和3高溫退火溫度低于等溫鍛造溫度，在高溫退火加熱保溫過程中，鍛后空冷形成的次生α相未完全回溶（退火溫度等于鍛造溫度則次生α相剛好全部回溶），在隨后的高溫退火后空冷和低溫退火過程中逐漸粗化，尺度明顯高于低溫退火過程析出的次生α相。高溫退火溫度低于鍛造溫度越多，未回溶的次生α相含量越多，雙重退火后粗化也越明顯。
工藝4?6中，雙重退火態(tài)初生α相含量的變化趨勢(shì)與鍛態(tài)一致（隨鍛造溫度升高，初生相含量逐漸減少），但相比鍛態(tài)，百分含量的差值已趨緩。高溫退火溫度高于鍛造溫度，除鍛后空冷形成的次生α相全部回溶外，初生α相也發(fā)生部分回溶。工藝4中初生α相含量較之鍛態(tài)明顯減少，尺寸也減小，回溶特征明顯。工藝5中鍛造溫度略低于高溫退火溫度，初生α相含量略有減少。工藝6中，退火溫度低于鍛造溫度，部分次生α相發(fā)生了粗化，初生α相含量與鍛態(tài)相當(dāng)。
2.3雙重退火對(duì)室溫拉伸性能的影響
表2為不同工藝熱加工后合金的室溫拉伸性能。對(duì)比表2中拉伸強(qiáng)度，發(fā)現(xiàn)退火工藝相同時(shí)，強(qiáng)度和鍛造溫度正相關(guān)，而當(dāng)鍛造溫度相同時(shí)，強(qiáng)度又與高溫退火溫度正相關(guān)。合金的力學(xué)性能由內(nèi)部的顯微組織所決定，對(duì)于α+β兩相鈦合金，等軸狀的初生α相易發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)以協(xié)調(diào)變形，對(duì)塑性有利；而β轉(zhuǎn)變組織中次生α相和殘余β相界面阻礙滑移，使變形困難，引起強(qiáng)度升高。具體說來，當(dāng)雙重退火工藝相同時(shí)，鍛造溫度越高，β轉(zhuǎn)變組織百分含量越高，這意味著次生α相和殘余β相總界面的增加(即便鍛造溫度越高，次生α相的粗化造成相界面的損失，β轉(zhuǎn)變組織含量提升對(duì)相界面增加起主導(dǎo)作用），導(dǎo)致強(qiáng)度的升高。
當(dāng)鍛造溫度相同而高溫退火溫度不同時(shí)，則需分類討論。工藝4與1相比，高溫退火溫度的提高導(dǎo)致部分初生α相回溶，造成強(qiáng)度隨β轉(zhuǎn)變組織百分含量的增加而增加。工藝5和2相比，一方面高溫退火溫度的提高導(dǎo)致β轉(zhuǎn)變組織含量增加，另一方面，工藝5中次生α相更加細(xì)小，兩方面共同導(dǎo)致工藝5的α/β相界面多于工藝2,強(qiáng)度也因而高于工藝2。工藝6與3相比，轉(zhuǎn)變組織百分含量基本相同（相同的鍛造溫度所決定），且次生α相均發(fā)生了粗化，相比而言，工藝3中次生相粗化更嚴(yán)重，強(qiáng)度也因而低于工藝6。由此可見，保證合金高的強(qiáng)度的關(guān)鍵在于獲得足夠比例的β轉(zhuǎn)變組織，并使其中的次生α相細(xì)小、不粗化。
3、結(jié)論
(1)在（Tβ-60)?（Tβ-20°C)溫度范圍內(nèi)的兩相區(qū)等溫鍛造，隨鍛造溫度升高，鍛態(tài)組織逐漸由等軸組織過渡為雙態(tài)組織。高溫退火溫度低于等溫鍛造溫度，雙重退火后次生α相會(huì)發(fā)生不同程度的粗化，高溫退火溫度低于鍛造溫度越多，雙重退火后次生α相粗化越明顯。
(2)雙重退火后，β轉(zhuǎn)變組織的百分含量與強(qiáng)度正相關(guān)，而次生α相的尺寸與合金強(qiáng)度負(fù)相關(guān)，獲得合金高強(qiáng)度的關(guān)鍵在于獲得足夠比例的β轉(zhuǎn)變組織，并使得其中的次生α相細(xì)小、不粗化。在次生α相不明顯粗化的前提下，為實(shí)現(xiàn)高的強(qiáng)度可選
擇較高的鍛造溫度和高溫退火溫度。
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