顯微組織對(duì)TC11合金力學(xué)性能的影響

摘 要：為了探究不同顯微組織對(duì)TC11合金力學(xué)性能的影響，利用熱模擬試驗(yàn)機(jī)系統(tǒng)研究TC11鈦合金在不同溫度下的微觀結(jié)構(gòu)演變規(guī)律，利用萬(wàn)能力學(xué)試驗(yàn)機(jī)研究熱變形后的鈦合金試樣的強(qiáng)度和塑性.試驗(yàn)結(jié)果表明：TC11在溫度890 ℃至980 ℃，應(yīng)變速率10 s^-1，變形量30%條件下的變形過程中，其微觀組織隨著溫度升高，α相向β相轉(zhuǎn)變，片層α發(fā)生動(dòng)態(tài)球化，β轉(zhuǎn)變基體上有針狀α相析出；溫度越高，α相等軸化程度越高，所占比例越少，基體上析出相越多.在1 010 ℃時(shí)，α相全部轉(zhuǎn)化為β相，形成大尺寸完整β晶粒.對(duì)變形后得到的試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，在400 ℃低溫條件下拉伸，α相含量主導(dǎo)其性能，壓縮溫度920 ℃試樣的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、延伸率最好；600 ℃高溫條件下拉伸，等軸α相含量主導(dǎo)其力學(xué)性能，壓縮溫度950 ℃試樣的強(qiáng)度最好，壓縮溫度1 010 ℃的試樣的塑性最優(yōu)，β相的軟化機(jī)制極大的影響了其塑性.

關(guān)鍵詞：鈦合金TC11； 熱壓縮； 顯微組織； 力學(xué)性能

中圖分類號(hào)：TG146

文獻(xiàn)標(biāo)志碼： A

Effect of microstructure on mechanical properties of TC11 alloy

LI Hao¹， LIU Yan-hui^1，2*， WANG Miao¹， SUN Peng-wei¹， LIU Zhao-xu¹

（1.College of Mechanical and Electrical Engineering， Shaanxi University of Science amp; Technology， Xi′an 710021， China; 2.School of Materials Science and Engineering， Northwestern Polytechnical University， Xi′an 710072， China）

Abstract：In order to investigate the influence of different microstructures on the mechanical properties of TC11 alloy，the thermal simulation testing machine was used to systematically study the microstructure evolution of TC11 titanium alloy at different temperatures，and the universal mechanical testing machine was used to study the strength and plasticity of the heat-deformed titanium alloy specimens.TC11 were deformed at temperatures in the range of 890 ℃ to 980 ℃，at stress rates of 10 s^-1，and at 30% deformation.With the temperature raised，the gradual transformation of the α-phase to the β-phase，Lamellar α undergoes dynamical sphericalisation，acicular α-phase were precipitated on the β-transition matrix.The greater the temperature，the greater the degree of equiaxed of the α-phase.The smaller the proportion of the α-phase，and the greater the precipitation of the phase from the substrate.All of the α-phase was turned into the β-phase，creating the large intact β-grains at 1 010 ℃.Stretching at 400 ℃，the α-phase contents governed its properties，the tensile strength，yield strength and elongation of the specimen with a compressing temperature of 920 ℃ were best.The tensile at 600 ℃，the isometric α-phase content dominated the mechanical properties，and the best strength was observed for the specimens at the compression temperature of 950 ℃.The specimen with a compression temperature of 1 010 ℃ had the best plasticity，and the softening mechanism of the β-phase greatly affected its plasticity.

Key words：titanium alloy TC11; heat compression; microstructure; mechanical properties

0 引言

鈦合金在工程材料領(lǐng)域中，尤其在航天領(lǐng)域是一種優(yōu)良材料，集鋼材、鋁等多種金屬材料諸多優(yōu)點(diǎn)于一身，其具有密度低、比強(qiáng)度高、耐腐蝕性好、耐高溫以及熱穩(wěn)定性好的特點(diǎn)，在生物醫(yī)療、航空航天等工業(yè)領(lǐng)域應(yīng)用廣泛^[1，2].根據(jù)合金內(nèi)部相的不同劃分為α型、近α型、α+β型、近β型、β型五種鈦合金.在實(shí)際生產(chǎn)中，鈦合金的經(jīng)典組織形態(tài)共有四類：魏氏組織、等軸組織、網(wǎng)籃組織和雙態(tài)組織，不同的組織對(duì)應(yīng)的各種力學(xué)性能差異很大^[3].合金組織結(jié)構(gòu)決定了其最終的使用性能，合理的顯微形貌組合可以很大程度上改善合金的綜合力學(xué)性能.TC11合金作為一種α+β型熱強(qiáng)鈦合金，具有良好匹配的熱強(qiáng)性和熱穩(wěn)定性，以及高達(dá)500 ℃的使用溫度，因而常用于生產(chǎn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)的壓氣機(jī)盤和葉片鍛件^[4].由于航空航天領(lǐng)域?qū)τ谧陨硪蟮膰?yán)格性，對(duì)TC11合金的熱強(qiáng)性和高溫壽命有著很高的標(biāo)準(zhǔn).因此，必須要有嚴(yán)格的加工工藝使得合金性能滿足使用要求.通過研究TC11合金熱加工過程中的組織演化，對(duì)變形機(jī)理和變形過程中組織演變規(guī)律進(jìn)行研究，為控制TC11合金的組織性能提供有效方案和工藝參數(shù).

Cui等^[5]通過Ti-6Al-7Nb合金的等溫壓縮實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，在低應(yīng)變速率、低應(yīng)變溫度下，變形主要由α相的再結(jié)晶與晶界滑移控制，在高應(yīng)變速率、高應(yīng)變溫度下，變形由β相的動(dòng)態(tài)回復(fù)控制；張曉園等^[6]通過TC11熱變形實(shí)驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)合金在高溫變形發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的最佳參數(shù)是應(yīng)變速率1.0 s^-1，變形溫度1 123～1 213 K.贠鵬飛等^[7]研究發(fā)現(xiàn)TC11合金組織中初生α相的含量和尺寸對(duì)力學(xué)性能有較大影響；李賽毅等^[8]通過退火處理發(fā)現(xiàn)，片層組織等軸化程度與TC11合金結(jié)構(gòu)的再結(jié)晶程度呈正相關(guān)，再結(jié)晶退火對(duì)優(yōu)化合金結(jié)構(gòu)晶粒的均勻性取向很有益；Nie等^[9]通過研究TC18合金組織蠕變行為發(fā)現(xiàn)，片層組織的抗蠕變性能優(yōu)于等軸組織，高溫下兩種顯微組織以{0002}基面上的位錯(cuò)滑動(dòng)為主.Shao等^[10]通過對(duì)TC11合金雙退火處理發(fā)現(xiàn)，熱處理960 ℃/1h/AC+530 ℃/6h/AC，是獲得強(qiáng)度和塑性良好結(jié)合的最合適的熱處理工藝，變形過程中α相的滑移方式由單滑移變成多滑移.

以上研究人員對(duì)鈦合金特別是TC11合金在熱變形和熱處理過程中組織與性能關(guān)系進(jìn)行了大量的研究工作，但目前對(duì)于TC11合金在α+β相區(qū)之間的變形溫度微觀結(jié)構(gòu)變化規(guī)律和低溫、高溫力學(xué)性能研究仍然不足.本文通過使用熱模擬機(jī)對(duì)鈦合金TC11進(jìn)行熱壓縮實(shí)驗(yàn)，然后對(duì)壓縮變形后的合金進(jìn)行了拉伸試驗(yàn)，研究了變形溫度對(duì)鈦合金TC11組織演變的影響規(guī)律，以及合金不同顯微組織對(duì)其拉伸性能的影響，同時(shí)分析了合金的斷口形貌，進(jìn)一步研究了TC11合金組織強(qiáng)韌機(jī)化理，對(duì)促進(jìn)TC11合金更廣泛的應(yīng)用有著重要意義.

1 試驗(yàn)部分

1.1 試驗(yàn)材料

研究材料為TC11（α+β）型鈦合金，采用真空感應(yīng)熔煉+真空電弧工藝冶煉制成，經(jīng)過多向鍛造均勻化開坯，得到其初始鍛態(tài)組織.TC11合金名義成分為Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si，主要化學(xué)成分如表1所示，TC11合金的初始組織如圖1所示，初始組織為標(biāo)準(zhǔn)的雙態(tài)組織，灰暗色部分為α相，白亮色部分為β相.從初始鍛態(tài)材料切取尺寸為16×30 mm的圓柱型壓縮試樣.壓縮試樣的兩個(gè)端面應(yīng)該保證與試樣的軸線方向互相垂直.同時(shí)，試樣的端面用砂紙打磨掉線切割痕跡，從而降低表面粗糙度到Ra1.6.

1.2 試驗(yàn)方法

1.2.1 熱壓縮試驗(yàn)

使用熱模擬試驗(yàn)機(jī)在溫度為890 ℃、920 ℃、950 ℃、980 ℃、1 010 ℃五個(gè)條件下，在相同的恒定應(yīng)變速率10.0 s^-1的情況下進(jìn)行等溫?zé)釅嚎s試驗(yàn).將在不同溫度下壓縮后得到的拉伸試樣進(jìn)行編號(hào)，890 ℃～1 010 ℃依此對(duì)應(yīng)1～5號(hào)試樣.在熱模擬壓縮過程中，以10 ℃/s的升溫速度對(duì)試樣進(jìn)行升溫加熱.在加熱到壓縮溫度后，試樣保溫5 min后使試樣整體溫度趨于均勻，之后進(jìn)行熱壓縮.在熱變形完成之后，立即對(duì)試樣進(jìn)行水淬，以保留其高溫變形后的微觀結(jié)構(gòu)顯微組織.將壓縮后的試樣沿軸線方向切割為軸對(duì)稱的兩部分，分別用240～3 000目砂紙進(jìn)行打磨至表面無(wú)明顯劃痕，用拋光機(jī)進(jìn)行表面磨拋至明亮鏡面，在室溫下用HNO3∶HF∶H2O=3∶1∶10的腐蝕液腐蝕30 s，最后用光學(xué)顯微鏡和電子顯微鏡觀察其顯微組織.

1.2.2 高溫拉伸試驗(yàn)

進(jìn)一步利用萬(wàn)能力學(xué)試驗(yàn)機(jī)對(duì)每一熱壓縮試樣進(jìn)行不同溫度下的拉伸試驗(yàn).拉伸試樣的取樣方式、位置和試樣的尺寸如圖2所示，試驗(yàn)溫度分為400 ℃和600 ℃兩組，拉伸時(shí)應(yīng)變速率全部采用10^-4s^-1.在拉伸前，采用三段式電阻爐加熱方式，上中下段溫度差控制在10 ℃內(nèi)，將拉伸樣加熱到實(shí)驗(yàn)溫度，并保溫3 min，而后進(jìn)行實(shí)驗(yàn).拉伸前用砂紙將樣品的標(biāo)距段表面與兩側(cè)的線切割痕跡打磨掉，避免集中應(yīng)力的影響，減小誤差.將拉伸實(shí)驗(yàn)的應(yīng)力應(yīng)變數(shù)據(jù)記錄下來(lái)，之后用公式將其轉(zhuǎn)變?yōu)檎鎽?yīng)力真應(yīng)變曲線，同時(shí)得到相應(yīng)的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度以及延伸率.拉伸試樣編號(hào)與壓縮試樣相同.在拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)束后，立刻對(duì)試樣進(jìn)行水淬，以保留其微觀斷口形貌，并用SEM進(jìn)行觀察.

2 結(jié)果與討論

2.1 不同變形溫度下的顯微組織

將不同變形溫度的樣品沿著軸向方向切開，觀察其縱截面的微觀結(jié)構(gòu)，如圖3所示，其為五個(gè)變形溫度下壓縮的中心區(qū)域顯微組織結(jié)構(gòu)，圖片中，亮白色區(qū)域是α相，暗黑色區(qū)域是β相.圖3（a）是變形溫度為890 ℃的1號(hào)試樣，由金相組織可以看出，此時(shí)α相基本上都是細(xì)長(zhǎng)條的、連續(xù)的片層狀，與圖1的原始雙態(tài)組織相比，發(fā)生了明顯的變化，α相的長(zhǎng)度很大，大部分超過了20 μm，其片層厚度大約在2～3 μm.

在圖3（b）中，細(xì)長(zhǎng)條層狀的α相變?yōu)榇制瑢拥摩料啵姚料嗟拈L(zhǎng)度減小，均小于20 μm，其片層厚度有所提升，平均約為4 μm；圖3（c）是變形溫度為3號(hào)試樣的微觀組織樣貌，此時(shí)，長(zhǎng)的片層α相變成了大的塊狀的近似等軸α相，β轉(zhuǎn)變基體上析出了少許的針狀α相，彌散分布整齊排列著.

當(dāng)熱變形溫度為980 ℃的4號(hào)試樣如圖3（d）所示，此時(shí)微觀組織內(nèi)部的α相含量急劇減少.同時(shí)α相的晶粒尺寸急劇很小，平均晶粒尺寸在10 μm以下，短棒片層α相基本球化為等軸的α相，未轉(zhuǎn)化的α相也具有了向等軸α相球化轉(zhuǎn)變的趨向，其縱向的方向上出現(xiàn)了明顯的斷裂趨勢(shì)；在β轉(zhuǎn)變基體上，析出的針狀α相含量變得更多且更加清晰，其交錯(cuò)排列.

如圖3（e）所示，微觀組織中的α相完全轉(zhuǎn)化為β相，β相的晶粒變的非常的粗大，可以看到其非常明顯的晶粒邊界，在魏氏組織內(nèi)部，可以看到排列一致的針狀α相，完整的一個(gè)β晶粒的尺寸大約為50 μm.

當(dāng)變形溫度為890 ℃，此時(shí)處于兩相區(qū)，變形溫度略高于α相轉(zhuǎn)變溫度，α相的含量非常高，β轉(zhuǎn)變基體的含量非常少；當(dāng)熱變形溫度上升到920 ℃時(shí)，此時(shí)鈦合金的顯微組織產(chǎn)生了相變，即α相向著β相轉(zhuǎn)變，β轉(zhuǎn)變基體的含量增加了小部分，α相隨著溫度的升高，在能量的驅(qū)動(dòng)下吞并了非常細(xì)小的等軸α相，使得細(xì)長(zhǎng)條層狀的α相變?yōu)榇制瑢拥摩料啵蛔冃螠囟葹?50 ℃時(shí)，β轉(zhuǎn)變基體含量的增加將α相隔開，阻礙了α相的合并生長(zhǎng)，導(dǎo)致大部分α相以相對(duì)較大的尺寸等軸形狀存在，很小部分的α相以細(xì)小等軸α相存在于β轉(zhuǎn)變基體的晶界上，同時(shí)β轉(zhuǎn)變基體上因?yàn)榧彼俚睦鋮s，析出了少許的針狀α相.當(dāng)熱變形溫度上升至980 ℃時(shí)，由于變形溫度很接近β相變溫度，此時(shí)微觀組織內(nèi)部的α相含量急劇減少.溫度的升高，進(jìn)一步的促進(jìn)著α→β相的發(fā)生，組織中發(fā)生β轉(zhuǎn)變基體的比重逐漸增大；當(dāng)熱變形的溫度增加到1 010 ℃時(shí)，此時(shí)的熱變形溫度高于β相轉(zhuǎn)變溫度1 005 ℃，微觀組織中的α相完全轉(zhuǎn)化為β相，形成了明顯的魏氏組織.

圖4為不同變形溫度下的掃描電鏡的圖片.由SEM圖可以清楚地觀察到顯微組織內(nèi)部的具體情況，在SEM圖中，亮白色部分為β轉(zhuǎn)變基體，暗黑色部分為α相.圖4（a）是變形溫度在920 ℃下的微觀組織，細(xì)長(zhǎng)條的α相緊密排列在一起，β基體含量很少且β基體上的析出相也很少，呈單一排列方向.在圖4（b）中，可以清楚的看到許多的等軸α相，以及在α、β相界上產(chǎn)生的很小的再結(jié)晶晶粒，β基體上析出的針狀α相數(shù)量明顯增多，且針狀α相的厚度相對(duì)于920 ℃的微觀組織更細(xì)小.

在圖4（c）中，β基體的含量遠(yuǎn)高于920 ℃、950 ℃時(shí)產(chǎn)生的β基體，基體上析出的大量針狀α相交錯(cuò)排列，形成了典型的鈦合金網(wǎng)籃組織^[11].在980 ℃的溫度下，α/β相界上產(chǎn)生的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒獲得了很高的能量從而長(zhǎng)大成為等軸α相，厚片層的α相吞并了周圍的尺寸相對(duì)較小的片層α相，長(zhǎng)度、厚度尺寸變得很大.同時(shí)可以觀察到，隨著溫度的升高，變形試樣中出現(xiàn)的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒越多，等軸再結(jié)晶晶粒數(shù)量的增加，表明動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的程度增加^[12].擴(kuò)散會(huì)隨著溫度的升高而增加，這與變形溫度越高，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶越容易發(fā)生是一致的，同時(shí)還發(fā)現(xiàn)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的尺寸隨著溫度的升高幾乎沒有長(zhǎng)大，此時(shí)消耗的能量主要發(fā)生在相變上^[13，14].

圖4（d）是β晶粒內(nèi)部的微觀組織，是典型的鈦合金魏氏組織，β晶粒尺寸很大，其內(nèi)部的析出相整齊排列，形成緊密排列的許多三角形.

在熱變形之后，壓縮試樣的各個(gè)部位發(fā)生了不均勻的形變，各個(gè)區(qū)域的微觀組織具有一定的差異.圖5為鈦合金TC11在980 ℃變形后，中心變形區(qū)域到邊緣變形區(qū)域的微觀組織形貌.

圖5（a）為大變形區(qū)域的中央位置，大量晶粒尺寸較小的等軸α相和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶產(chǎn)生的等軸α相取代了大尺寸的片層α相，平均晶粒尺寸達(dá)到了8～10 μm；在大變形區(qū)域內(nèi)，變形時(shí)產(chǎn)生的動(dòng)能大部分轉(zhuǎn)化為微觀組織內(nèi)部的熱能，為位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)提供了能量，因而產(chǎn)生了許多的細(xì)小的等軸α晶粒，且更高的能量使得等軸α相尺寸在逐漸長(zhǎng)大^[15].

圖5（b）為邊緣變形區(qū)域，從圖中可以明顯的看到β轉(zhuǎn)變基體含量略多于中央?yún)^(qū)域，而等軸晶粒數(shù)量和尺寸卻少于心部區(qū)域，這是由于在壓縮的過程中，試樣所受到的壓應(yīng)力不僅來(lái)自于壓頭，試樣和壓頭間的摩擦力使得在變形過程中，給試樣產(chǎn)生了切應(yīng)力，產(chǎn)生了難變形區(qū)，使得再結(jié)晶程度降低.這表明了在兩相區(qū)變形時(shí)，發(fā)生相變所需要的能量的優(yōu)先級(jí)高于α相發(fā)生球化和晶粒長(zhǎng)大所需要的能量的優(yōu)先級(jí)^[16].

2.2 不同顯微組織的力學(xué)性能表現(xiàn)

如圖6所示，為在不同變形溫度壓縮得到的拉伸樣分別在400 ℃和600 ℃溫度下拉伸得到的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線圖和力學(xué)性能指標(biāo)圖.如圖6（a）、（c）所示的真應(yīng)力應(yīng)變曲線可以看出，在不同的溫度下，不同微觀顯微組織的拉伸試樣的力學(xué)性能有較大的差別.溫度在600 ℃時(shí)的流變應(yīng)力大于400 ℃，這是由于，溫度較高時(shí)，微觀粒子內(nèi)部的變性能變大，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙能力變小，位錯(cuò)累積的應(yīng)力集中得到釋放，因此600 ℃下的試樣的流變應(yīng)力普遍降低^[17].600 ℃下的最大屈服強(qiáng)度和最大抗拉強(qiáng)度相對(duì)于400 ℃下的拉伸強(qiáng)度大幅下降，而每一個(gè)試樣的伸長(zhǎng)率，在600 ℃的條件下，在翻倍增長(zhǎng).

如圖6（b）所示，在拉伸溫度為400 ℃時(shí)，最大抗拉強(qiáng)度為1 002.29 MPa，對(duì)應(yīng)的試樣為2號(hào)試樣；最大的屈服強(qiáng)度為765.2 MPa，對(duì)應(yīng)的試樣為3號(hào)試樣.抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的變化大致滿足于先上升后下降的趨勢(shì).對(duì)于其伸長(zhǎng)率即拉伸塑性而言，1～4號(hào)試樣的伸長(zhǎng)率相差不是很大.對(duì)于5號(hào)試樣，即在β相變點(diǎn)以上得到的試樣的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率最低.這是因?yàn)閷?duì)于2號(hào)來(lái)說(shuō)，相對(duì)于1號(hào)試樣，其片層α相的厚度也有所增加，形成的短棒狀α相的形貌已經(jīng)開始近似于等軸α相，大片層樣貌的α相在此時(shí)已經(jīng)開始分解；同時(shí)，相對(duì)于3號(hào)試樣，2號(hào)試樣的α相的含量也更多，因此2號(hào)樣的拉伸強(qiáng)度遠(yuǎn)高于其他試樣.而4號(hào)樣相較于3號(hào)樣來(lái)說(shuō)，其α相的含量在降低，但在β轉(zhuǎn)變基體上析出的α相卻在變多，基體上交錯(cuò)排列的針狀α相構(gòu)成的籃網(wǎng)組織，在拉伸變形過程中，提供了很大的變形阻力，因此其抗拉強(qiáng)度僅次于2號(hào)試樣^[18].對(duì)于塑性來(lái)說(shuō)，等軸α相的含量越多，在合金拉伸時(shí)就越有利于位錯(cuò)快速通過晶界，避免了應(yīng)力集中，強(qiáng)化了變形協(xié)調(diào)能力，使塑性明顯提升^[19].2號(hào)試樣內(nèi)部的近似等軸α相，其長(zhǎng)寬比較小，這對(duì)于塑性也是有利的.對(duì)于5號(hào)試樣，在該溫度下，魏氏組織的塑性與強(qiáng)度大大降低.以上就表明拉伸強(qiáng)度的提高不僅和片層α相的厚度有關(guān)系，還和α相的體積分?jǐn)?shù)有關(guān)，等軸α的含量和析出相的數(shù)量深深影響著鈦合金的拉伸性能，其中α相的含量和片層厚度是主要的影響因素.

如圖6（d）所示，當(dāng)拉伸溫度為600 ℃時(shí)，最大的抗拉強(qiáng)度為692.48 MPa，最大的屈服強(qiáng)度為563.9 MPa，對(duì)應(yīng)的試樣均為3號(hào)試樣，拉伸強(qiáng)度對(duì)應(yīng)的變化趨勢(shì)為先上升再下降；塑性最好的是5號(hào)試樣，其伸長(zhǎng)率達(dá)到了62.3%.造成這樣的原因是，隨著變形溫度上升到600 ℃，影響拉伸性能的主要因素發(fā)生了改變.3號(hào)試樣的α相球化程度和等軸α相的數(shù)量都明顯的多于1、2和4號(hào)試樣，同時(shí)β轉(zhuǎn)變基體的含量和基體上析出的α相都相對(duì)很少，基體上彌散分布的針狀α應(yīng)力場(chǎng)和位錯(cuò)的相互作用相，形成了更多的兩相界面，在拉伸的過程中，這些界面會(huì)阻礙位錯(cuò)滑移，增大晶粒運(yùn)動(dòng)的阻力，使得試樣的強(qiáng)度提升^[20]；而更多的等軸α相含量，使得位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)經(jīng)過等軸晶粒消耗的能量很少，這就有利于合金的塑性.對(duì)于400 ℃變形時(shí)主要影響因素是α相的含量和片層厚度，在600 ℃時(shí)，此時(shí)的主要因素已經(jīng)轉(zhuǎn)變?yōu)榱说容Sα相的含量和析出針狀α相的含量.作為在相變點(diǎn)之上壓縮變形得到的5號(hào)試樣，其在400 ℃和600 ℃兩個(gè)條件下得到的塑性差異顯著，這是由于原始β晶粒對(duì)于溫度比較敏感，在400 ℃時(shí)變形溫度較低時(shí)，魏氏組織的塑性很差的特點(diǎn)就體現(xiàn)了出來(lái)；600 ℃時(shí)，β相的軟化機(jī)制占據(jù)了主導(dǎo)作用.

圖7為400 ℃拉伸條件下，1號(hào)試樣和5號(hào)試樣的斷口微觀形貌，由于鈦合金在拉伸過程中斷面收縮率很大，因此在每個(gè)試樣端面的兩側(cè)的樣貌進(jìn)行觀測(cè).選擇拉伸溫度變化后，伸長(zhǎng)率變化最大的1號(hào)試樣和變形溫度在相變點(diǎn)之上的5號(hào)試樣進(jìn)行觀察.

由圖7（a）、（b）可以看到，斷口的中心區(qū)域?yàn)轫g性斷裂，斷裂表面的形貌基本上都呈現(xiàn)出了單軸拉伸下等軸的韌窩，這對(duì)于合金的塑性十分有利^[21]，大尺寸的韌窩數(shù)量稀少，相鄰的大韌窩之間存在著尺寸很小的孔洞，大韌窩內(nèi)部存在著少量的小韌窩.

而在圖7（c）、（d）中，5號(hào)試樣也屬于韌性斷裂，在拉伸變形的過程中，裂紋會(huì)沿著β晶粒邊界擴(kuò)散，因?yàn)榫Я３叽绮皇呛艽螅鸭y容易從晶粒邊界進(jìn)入到晶粒內(nèi)部，對(duì)內(nèi)部間距很小的細(xì)片層區(qū)域產(chǎn)生影響，使得裂紋穿晶比例提升，產(chǎn)生了密集的韌窩^[22].但在裂紋擴(kuò)展的過程中，每當(dāng)遇到不同取向的細(xì)片層α，方向總會(huì)發(fā)生改變，其累計(jì)擴(kuò)展路徑大幅度增加，變形抗力就會(huì)變大，拉伸強(qiáng)度上升，塑性則下降^[23].這與圖6（b）中所展示的相對(duì)應(yīng)的1號(hào)和5號(hào)試樣的力學(xué)性能保持著一致.

圖8為在600 ℃拉伸條件下，1號(hào)試樣和5號(hào)試樣的微觀斷口形貌SEM.由圖可以直觀地看出，在600 ℃下的斷裂方式均為韌性斷裂.對(duì)于1號(hào)試樣，其斷面收縮率很大，斷口上普遍分布著大韌窩，韌窩內(nèi)部由些許的小韌窩，在韌窩之間不存在孔洞，韌窩內(nèi)部沒有明顯的成核點(diǎn)^[24，25].相對(duì)于400 ℃下的韌窩，此時(shí)的斷口形貌雖然還是等軸狀，但韌窩深且大.對(duì)于5號(hào)試樣來(lái)說(shuō)，其韌窩尺寸相較于1號(hào)試樣明顯增大，觀察韌窩的內(nèi)部，在其內(nèi)壁上可以看到顯著的變形滑移特征.這也與力學(xué)性能指標(biāo)保持一致.

3 結(jié)論

通過對(duì)TC11合金不同溫度下變形組織演變和低、中溫下力學(xué)性能、斷裂方式進(jìn)行分析，得到以下結(jié)論：

（1） 變形溫度對(duì)TC11合金微觀結(jié)構(gòu)有十分顯著影響，在兩相區(qū)變形時(shí)，隨著壓縮溫度的上升，合金動(dòng)態(tài)球化行為顯著，等軸α相的含量隨之增加，同時(shí)，更多的能量使大量α相轉(zhuǎn)化為β基體，基體上析出的針狀α相數(shù)量增多.在相變點(diǎn)以上壓縮水冷后，形成了完整晶粒邊界的大尺寸β晶粒.

（2） 400 ℃下，最大抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度分別為1 002.29 MPa、765.2 MPa，主要影響因素是α相的含量越多，片層α相厚度越厚，抗拉強(qiáng)度越高；在600 ℃下，最大抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度分別為692.48 MPa、563.9 MPa，等軸α含量越多、析出的針狀α越多，抗拉強(qiáng)度越高.綜合來(lái)看，最佳的壓縮溫度值為920 ℃的2號(hào)試樣.

（3） 通過對(duì)斷口的SEM樣貌分析，不同試樣在不同溫度下拉伸的斷口樣貌差異較大，但全部為韌性斷裂.韌窩的尺寸越大越深，其相對(duì)應(yīng)的合金塑性就越好，宏觀表現(xiàn)為合金伸長(zhǎng)率越大.在400 ℃下，最大伸長(zhǎng)率為20.1%；而在600 ℃高溫下，最大的伸長(zhǎng)率可以達(dá)到66.8%.

參考文獻(xiàn)

［1］ Banerjee D，Williams J C.Perspectives on titanium science and technology［J］.Acta Materialia，2013，61（3）：844-879.

［2］王 聰.TC11鈦合金微觀組織調(diào)控及其對(duì)力學(xué)性能的影響研究［D］.徐州：中國(guó)礦業(yè)大學(xué)，2022.

［3］顏 茜，舒鑫柱，祝菲霞，等.TC11 鈦合金4種典型組織靜態(tài)力學(xué)性能對(duì)比研究［J］.云南大學(xué)學(xué)報(bào)，2016，38（1）：99-104.

［4］姚 夢(mèng)，劉 勇，朱景川.TC11鈦合金雙重?zé)崽幚砉に囋O(shè)計(jì)［J］.熱處理技術(shù)與裝備，2016，37（5）：65-70.

［5］Cui W F，Jin Z，Guo A H，et al.High temperature deformation behavior of α+β-type biomedical titanium alloy Ti-6Al-7Nb［J］.Materials Science and Engineering：A，2009，499（1-2）：252-256.

［6］張曉園，李淼泉，杜予晅，等.熱變形參數(shù)對(duì)TC11合金微觀組織的影響［J］.熱加工工藝，2013，42（4）：58-60，65.

［7］贠鵬飛，楊 佩，劉大喆，等.熱處理工藝對(duì)TC11鍛件顯微組織和力學(xué)性能的影響［J］.熱加工工藝，2018，47（12）：210-212，216.

［8］李賽毅，文 浩，雷力明，等.TC11合金兩相區(qū)退火對(duì)微觀組織與微觀織構(gòu)的影響［J］.中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào)，2012，22（11）：3 022-3 028.

［9］Nie N，Liu H，Zhou X，et al.Creep of Ti-5Al-5Mo-5V-1Fe-1Cr alloy with equiaxed and lamellar microstructures［J］.Materials Science and Engineering：A，2016，651：37-44.

［10］ Shao Z，Pang J C，Zhang J Z，et al.Tensile deformation behaviors of Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.25 Si alloy with different percentages of primary α phase［J］.Materials Science and Engineering：A，2022，842：143 097.

［11］Cheng C，F(xiàn)eng Y，Chen Z，et al.Effect of annealing temperature on microstructure，texture and tensile properties of TA32 sheet［J］.Materials Science and Engineering：A，2021，826：141 971.

［12］Gu Y，Zeng F H，Qi Y L，et al.Tensile creep behavior of heat-treated TC11 titanium alloy at 450～550 ℃［J］.Materials Science and Engineering：A，2013，575：74-85.

［13］Zong Y Y，Shan D B，Xu M，et al.Flow softening and microstructural evolution of TC11 titanium alloy during hot deformation［J］.Journal of Materials Processing Technology，2009，209（4）：1 988-1 994.

［14］Sun S D，Zong Y Y，Shan D B，et al.Hot deformation behavior and microstructure evolution of TC4 titanium alloy［J］.Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2011，20（11）：2 181-2 184.

［15］Paghandeh M，Zarei H A，Abedi H R，et al.Compressive/tensile deformation behavior and the correlated microstructure evolution of Ti-6Al-4V titanium alloy at warm temperatures［J］.Journal of Materials Research and Technology，2021，10：1 291-1 300.

［16］Zang M C，Niu H Z，Yu J S，et al.Cryogenic tensile properties and deformation behavior of a fine-grained near alpha titanium alloy with an equiaxed microstructure［J］.Materials Science and Engineering：A，2022，840：142 952.

［17］Hao Y B，Huang Y L，Zhao k，et al.Research on the microstructure and mechanical properties of doubled annealed laser melting deposition TC11 titanium alloy［J］.Optics amp; Laser Technology，2022，150：107 983.

［18］朱寧遠(yuǎn)，陳世豪，廖 強(qiáng)，等.固溶時(shí)效處理對(duì)TC11鈦合金顯微組織和硬度的影響［J］.金屬熱處理，2022，47（12）：62-66.

［19］張英東，李閣平，劉承澤，等.TC11鈦合金中α″相和α′相的組織演變和顯微硬度［J］.材料研究學(xué)報(bào)，2019，33（6）：443-451.

［20］李 凱，林鶯鶯，陳由紅，等.等溫鍛造和雙重退火對(duì)TC11鈦合金顯微組織和力學(xué)性能的影響［J］.熱加工工藝，2021，50（11）：35-37，44.

［21］魯媛媛，馬保飛，劉源仁.時(shí)效處理對(duì)TC4鈦合金微觀組織和力學(xué)性能的影響［J］.金屬熱處理，2019，44（7）：34-38.

［22］安 震，李天麒，王 琛，等.Ti555211鈦合金片層組織拉伸過程裂紋擴(kuò)展的SEM原位觀察［J］.稀有金屬材料與工程，2019，48（3）：853-858.

［23］陶海明，魏衍廣，羅 崢，等.固溶態(tài)Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al鈦合金斷口形貌與塑性關(guān)系分析［J］.材料導(dǎo)報(bào)，2014，28（16）：107-110.

［24］孫鵬偉，王 淼，李 昊，等.工藝參數(shù)對(duì)GH93高溫合金組織演變及力學(xué)性能的影響［J］.陜西科技大學(xué)學(xué)報(bào)，2024，42（1）：125-130.

［25］商國(guó)強(qiáng)，張曉泳，王新南，等.顯微組織類型對(duì)TB17鈦合金力學(xué)性能的影響［J］.稀有金屬，2024，48（2）：153-163.

【責(zé)任編輯：陳 佳】