熱處理對鍛態TC21鈦合金組織及性能的影響

TC21鈦合金（Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Cr-Nb-S）是我國自主研制的一種α＋β型高損傷容限鈦合金，隨著損傷容限設計準則的實行，對飛機結構件的要求也隨之提高，特別是如承重梁、發動機框架等對綜合力學性能要求較高的承力部件，其對強度與韌性有較高要求［1-3］。

TC21鈦合金的鍛造工藝對其力學性能有較大影響，但鍛造引起的固態相變比較復雜，且成熟的鍛造工藝不易調整，相較而言，熱處理可以更為靈活地調整TC21鈦合金的組織與性能［4-7］。

Ｔａｒíｎ等［8］研究了Ti-17合金在不同熱處理工藝下的相變行為和力學性能，Ｗａｎｇ等［９］探究快速淬火后TC21鈦合金的相變特性，揭示了相變的規律。ＥｌSｈａｅｒ等［10］研究了冷變形與熱處理對TC21鈦合金的影響，研究表明，固溶后進行時效處理能夠提高合金的硬度與耐磨性。Sｈａｏ等［11］研究了等軸α相與次生α相對裂紋的影響，研究表明，TC21鈦合金的變形和裂紋起始主要發生在α／β相界和α相／β轉變組織界。

在實際生產應用中，對TC21鈦合金的綜合力學性能有不同的要求，由于零部件的鍛造生產工藝不易調整，而后續的熱處理工藝調整較為方便，故通過調整熱處理工藝進一步改善鈦合金的顯微組織和提升鍛態TC21鈦合金的綜合性能是比較有效、可行的途徑［12-15］。本文通過研究固溶和時效處理過程中溫度的變化對TC21鈦合金微觀結構及力學性能的影響，為TC21鈦合金通過熱處理技術進行組織與性能的精細調節提供理論和實踐上的參考。此項工作不僅揭示了溫度調整在優化TC21鈦合金性能中的重要性，同時也為后續的材料工程研究提供了數據支撐。

1、試驗材料與方法

試驗合金選用16mm×16mm×80mm的鍛態TC21鈦合金，其相變點為Ｔβ＝（９60±5）℃，化學成分如表1所示，顯微組織如圖1所示。

經Ｉｍａｇｅ-ＰｒｏＰｌｕS6.0測量，其中初生α相（等軸α相＋片狀α相）面積分數約為46.8％。將試驗合金在SＴＭ-12-12箱式電阻爐中進行熱處理試驗，分別經880、９00和９20℃固溶2ｈ后空冷，再分別經500、5９0和650℃時效4ｈ后空冷。將熱處理試樣進行研磨與拋光，制成金相試樣，而后用Ｋｒｏｌｌ'S腐蝕劑進行腐蝕，清洗吹干后使用ＤＥＭ-300Ｍ型光學顯微鏡觀察其顯微組織，使用ＥＶＯＭＡ15型掃描電鏡進一步觀察其次生α相與斷口形貌。按照GB/T228.1—2021《金屬材料拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》標準在S13-65481微機控制電子萬能試驗機上進行室溫拉伸試驗，拉伸試樣尺寸如圖2所示。

2、試驗結果與討論

2.1固溶溫度對TC21鈦合金組織和性能的影響

TC21鈦合金的初始微觀組織呈現出典型的雙態特性（見圖1），主要包括兩類α相，即形態各異的等軸α相以及沿著β轉變組織的基體分布的片狀α相，這兩種相的總體積占比不超過50％［16］。通過Ｉｍａｇｅ-ＰｒｏＰｌｕS6．0分析出TC21鈦合金的初生α相占比約46.8％。

這樣的微觀結構賦予了TC21鈦合金出色的綜合力學性能，使其在材料工程和合金設計領域享有廣泛的應用潛力。

經過固溶＋時效處理的鍛造TC21鈦合金，其微觀結構由等軸α相和β相組成，這些等軸α相在大小、形狀及占比方面展現多樣性。圖3和圖4為固溶和固溶＋時效處理后TC21鈦合金的微觀組織。從圖3可以看出，隨著固溶溫度的升高，等軸α相在形態、尺寸及占比上存在顯著變化。通過Ｉｍａｇｅ-ＰｒｏＰｌｕS6.0分析得出，不同固溶＋時效處理后試樣中等軸α相占比如圖5所示。

可見，時效溫度相同時，隨著固溶溫度的升高，等軸α相的占比減少，且當固溶溫度接近相變點時，等軸α相會加速轉變［17］。時效處理的加入對這一變化規律并無明顯影響，說明等軸α相主要受固溶溫度的影響。

固溶溫度的變化引起試樣中等軸α相的占比與尺寸的變化，而材料組織決定其性能［18］。圖6為不同固溶＋時效處理后TC21鈦合金的力學性能。從圖6（ａ，ｂ）可以看出，固溶溫度較低時（880和９00℃），TC21鈦合金的屈服強度變化較小，500℃與5９0℃時效試樣的抗拉強度呈減小趨勢，650℃時效試樣的抗拉強度有較小增長，在10MPa左右，但當固溶溫度為９20℃時，屈服強度與抗拉強度都有較大的提升，與顯微組織的變化相吻合。總體上來看，隨著固溶溫度的升高，TC21鈦合金屈服強度整體上呈增大趨勢，這與組織變化緊密相關。當固溶溫度升高時，試樣中等軸α相占比不斷減少，相應的轉變β組織占比就會增大，轉變β組織中因時效處理析出了大量次生α相（如圖7所示），產生大量的α／β相界面，而相界面能夠阻礙滑移的進行，使得TC21鈦合金的變形更為困難，因而隨著固溶溫度升高，合金強度增大。

從圖6（ｃ）可以看出，TC21鈦合金的斷后伸長率隨固溶溫度的變化幅度不大，各組數據的變化趨勢不一致，但整體都分布在5％～8％范圍內。結合圖5可以看出，當時效溫度為500℃和540℃時，隨著固溶溫度由880℃升高至９00℃，等軸α相占比減少，但塑性反而增大。通常情況下，等軸α相含量的增加會提高鈦合金的塑性，這是因為α相一般比β相更軟，更容易發生塑性變形［19］，此類現象通常發生在初生等軸α相的體積分數較低時（一般低于15％～20％），鈦合金塑性與等軸α相含量呈正相關；但當組織中等軸α含量較高時（一般高于15％～20％），隨等軸α相含量變化，合金塑性變化受其影響較?。?0-21］。

當時效溫度為650℃時，隨著固溶溫度的提高，合金的強度相應上升，但塑性卻呈現明顯的下降趨勢，這種現象的原因在于雙相鈦合金中轉變β組織對強度所起的主導作用。轉變β組織中的次生α相與殘留的β相形成了大量的α／β相界面。在拉伸變形過程中，TC21鈦合金的主要變形機制是位錯滑移，而這些α／β相界面會阻礙滑移的進行，從而起到了強化合金的作用。因此，隨著固溶溫度的升高，這種強化效應加強，導致了合金的塑性下降。

鈦合金的塑性主要受到初生等軸α相的影響。等軸α相通常具有較好的塑性變形能力，這是因為等軸α相的六方密排結構（HCP）相較于β相的體心立方結構（BCC），在室溫和較低溫度下能夠更容易地通過滑移機制發生塑性變形。因此，組織中含有較多等軸α相的合金表現出較好的塑性［22］。在兩相區溫度（760～970℃）下進行固溶時，隨著固溶溫度的升高，合金中的初生等軸α相逐漸向β相轉變，隨后的時效處理主要影響次生α相，因此合金的強度總體上升，而塑性則相反，呈下降的趨勢［23］。

2.2時效溫度對顯微組織和力學性能的影響

從圖4可以看出，時效溫度相對于固溶溫度較低，所以在經過不同溫度時效處理后，TC21鈦合金的等軸α相的形態與含量在光學顯微組織中變化不明顯。對比圖4和圖7可以看出，盡管TC21鈦合金在固溶溫度升高下的微觀結構保持穩定，但其次生α相的尺度和比例發生了顯著變化。時效處理的核心目標是通過在亞穩態β相中促使次生α相的析出，以實現合金的強化，同時還需保持合金的一定塑性。因此，在選定時效溫度時，既要兼顧強度與塑性的平衡，也要防止ω相的形成，因為ω相的析出雖然能強化合金，但可能會導致脆性增加。一般情況下，鈦合金的時效溫度范圍定在400～650℃［22］。

時效對合金強化的效果通常隨時效溫度的升高先增后減，與此同時，塑性表現出相反的趨勢。由圖6（ａ，ｂ）可見，固溶溫度相同時，時效處理能顯著提高TC21鈦合金的屈服強度和抗拉強度，這是因為時效過程中亞穩β相析出的次生α相和殘留β相共同形成了以次生α相增強的殘留β基體結構。隨著時效溫度的上升，TC21鈦合金的屈服強度首先增加然后下降，而抗拉強度整體呈下降趨勢。以９20℃固溶處理試樣為例，在500℃時效4ｈ后，其屈服強度為1225MPa，當時效溫度達到5９0℃時，屈服強度上升至最高值1237.7MPa，但進一步增至650℃時，屈服強度反而下降至1194.3MPa。產生這一現象的原因是低時效溫度下次生α相以細小針狀形態彌散析出，隨著時效溫度的升高，其彌散度和強化效果增大，但高溫下針狀α相的增長驅動力通過擴散作用導致相界遷移，形成較大尺寸的α相，從而降低了強化效果［23-24］。如圖6（ｂ）所示，隨著時效溫度的升高，抗拉強度下降趨勢加劇，表明次生α相的增長對抗拉強度有更明顯的影響。

從圖6（ｃ）可以看出，當固溶溫度相同時，隨著時效溫度的升高，塑性在一個較小范圍內變化，表現為先降低后增加的趨勢，說明時效溫度對TC21鈦合金塑性的影響相對較小。因此，選擇5９0℃作為時效溫度較為合適，既能保持強化效果又能維持合適的塑性。

固溶處理使合金組織內生成亞穩β相，時效處理讓亞穩相分解，生成次生α相，從而達到強化效果。

從圖4可以看出，時效溫度的變化對等軸α相影響較小，但通過圖7可以看出，β相中有次生α相析出。當時效溫度為500℃時，此時溫度相對較低，次生α相在β基體上的析出相對較少，尺寸較細?。ㄒ?（ａ））；隨著時效溫度的升高，次生α相析出較快，并不斷長大，發生粗化。當溫度升高到5９0℃時，次生α相的彌散程度增大，但長大不明顯（見7（ｂ）），隨著時效溫度升高到650℃，次生α相明顯長大（見圖7（ｃ））。

結合圖6與圖7可以看出，當時效溫度從500℃上升到5９0℃時，TC21鈦合金的屈服強度增大，斷后伸長率變化不明顯，說明次生α相的彌散程度增大對其屈服強度有明顯影響，但對塑性影響不大。當時效溫度從5９0℃升至650℃后，次生α相明顯粗化，屈服強度隨之下降，斷后伸長率增大，這說明隨著次生α相的粗化，TC21鈦合金的塑性增大，屈服強度減小。

試驗表明，時效溫度對TC21鈦合金中初生α相的影響較小，但對次生α相有顯著影響，在合適的溫度區間內升高時效溫度，可起到增大次生α相彌散度進而增大合金強度而不影響塑性的作用。但當時效溫度過高時，次生α相粗大且形核率低，使鈦合金的強度降低，塑性增大，所以需要選擇合適的時效溫度，結合顯微組織與力學性能綜合分析，時效溫度選擇5９0℃較為合理。

2.3拉伸斷口SＥＭ分析

為研究不同熱處理工藝所得TC21鈦合金的斷裂機理，對其拉伸斷口進行SＥＭ分析，斷口形貌如圖8所示。當時效溫度為5９0℃時，TC21鈦合金的宏觀斷口呈暗灰色，沒有金屬光澤且都有明顯的頸縮現象，斷面與拉伸方向呈45°角，有較寬的剪切唇如圖8（ａ～ｃ）所示。從圖8（ｄ～ｆ）的微觀斷口可以看出，試樣拉伸斷口形貌大體一致，都為等軸狀韌窩形貌，均為韌性斷裂，主要斷裂方式表現為微孔聚集斷裂。對比圖8（ｄ～ｆ）可以看出，不同固溶溫度下拉伸斷口的韌窩大小相似，但９00℃固溶試樣的韌窩稍淺，其形貌演變規律與圖6（ｃ）伸長率變化規律相符，不同固溶溫度下經5９0℃時效4ｈ試樣的塑性變化不大，其中９00℃固溶試樣韌性最差。

當固溶溫度為９20℃時，不同時效溫度下TC21鈦合金的拉伸斷口的宏觀形貌與微觀形貌相似，也均為韌性斷裂。對比圖8（ｆ，ｉ，ｇ）可以發現，試樣拉伸斷口的韌窩大小與深度基本相似，說明時效溫度對TC21鈦合金塑性的影響微乎其微。650℃時效試樣的韌窩尺寸要比500和5９0℃時效試樣稍大，且更深一些，說明650℃時效4ｈ的試樣塑性相對較好，與前文數據相吻合。

TC21鈦合金的韌性變化不顯著的原因在于：試樣均經過同一溫度固溶，時效溫度對TC21鈦合金中等軸α相的形狀和比例產生的影響相對較小。在合金經歷塑性變形的過程中，應力傾向于在等軸α相與β相基體之間的界面集中，這種現象可能促使α／β界面處生成細小的孔隙［25］。所以當等軸α相含量大致相同的情況下，合金拉伸時產生的微孔機率也大致相同，這就造成經過同一溫度固溶處理，但時效溫度不同的3個試樣的塑性變化不大，斷口形貌之間沒有明顯變化。

3、結論

1）固溶溫度對TC21鈦合金的初生α相有較大影響。當固溶溫度為880～９20℃時，隨著固溶溫度的升高，TC21鈦合金的顯微組織中初生α相占比不斷減少。隨著固溶溫度接近相變點，α→β轉變更快。

2）時效溫度主要影響TC21鈦合金次生α相的含量和形態。在同一固溶溫度下（880～９20℃），隨著時效溫度的升高（500～650℃），次生α相析出加快，發生長大和粗化。經過相同溫度固溶處理后，5９0℃時效4ｈ能得到比較細小致密的次生α相。

3）初生α相對TC21鈦合金的塑性有較大影響，次生α相主要影響TC21鈦合金的強度。

4）經９20℃×2ｈ固溶＋5９0℃×4ｈ時效處理后，鍛態TC21鈦合金具有優良的綜合力學性能，屈服強度為1237.7MPa，抗拉強度為1322.0MPa，斷后伸長率為5.75％。

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