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(shè)計準則的實行，對飛機結(jié)構(gòu)件的要求也隨之提高，特別是如承重梁、發(fā)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(tài)相變比較復雜，且成熟的鍛造工藝不易調(diào)整，相較而言，熱處理可以更為靈活地調(diào)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(guī)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(fā)生在α／β相界和α相／β轉(zhuǎn)變組織界。

在實際生產(chǎn)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(chǎn)工藝不易調(diào)整，而后續(xù)的熱處理工藝調(diào)整較為方便，故通過調(diào)整熱處理工藝進一步改善鈦合金的顯微組織和提升鍛態(tài)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(jié)構(gòu)及力學性能的影響，為TC21鈦合金通過熱處理技術(shù)進行組織與性能的精細調(diào)節(jié)提供理論和實踐上的參考。此項工作不僅揭示了溫度調(diào)整在優(yōu)化TC21鈦合金性能中的重要性，同時也為后續(xù)的材料工程研究提供了數(shù)據(jù)支撐。

1、試驗材料與方法

試驗合金選用16mm×16mm×80mm的鍛態(tài)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(jīng)Ｉｍａｇｅ-ＰｒｏＰｌｕS6.0測量，其中初生α相（等軸α相＋片狀α相）面積分數(shù)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(jīng)880、９00和９20℃固溶2ｈ后空冷，再分別經(jīng)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(jié)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(xiàn)出典型的雙態(tài)特性（見圖1），主要包括兩類α相，即形態(tài)各異的等軸α相以及沿著β轉(zhuǎn)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(jié)構(gòu)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(shè)計領(lǐng)域享有廣泛的應用潛力。

經(jīng)過固溶＋時效處理的鍛造TC21鈦合金，其微觀結(jié)構(gòu)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(xiàn)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(tài)、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(zhuǎn)變［17］。時效處理的加入對這一變化規(guī)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?？傮w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(guān)。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(zhuǎn)變β組織占比就會增大，轉(zhuǎn)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(chǎn)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(shù)據(jù)的變化趨勢不一致，但整體都分布在5％～8％范圍內(nèi)。結(jié)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(fā)生塑性變形［19］，此類現(xiàn)象通常發(fā)生在初生等軸α相的體積分數(shù)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(guān)；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小［20-21］。

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(xiàn)明顯的下降趨勢，這種現(xiàn)象的原因在于雙相鈦合金中轉(zhuǎn)變β組織對強度所起的主導作用。轉(zhuǎn)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(jié)構(gòu)（HCP）相較于β相的體心立方結(jié)構(gòu)（BCC），在室溫和較低溫度下能夠更容易地通過滑移機制發(fā)生塑性變形。因此，組織中含有較多等軸α相的合金表現(xiàn)出較好的塑性［22］。在兩相區(qū)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(zhuǎn)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(jīng)過不同溫度時效處理后，TC21鈦合金的等軸α相的形態(tài)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(jié)構(gòu)保持穩(wěn)定，但其次生α相的尺度和比例發(fā)生了顯著變化。時效處理的核心目標是通過在亞穩(wěn)態(tài)β相中促使次生α相的析出，以實現(xiàn)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(xiàn)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(wěn)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(jié)構(gòu)。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(chǎn)生這一現(xiàn)象的原因是低時效溫度下次生α相以細小針狀形態(tài)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(qū)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(nèi)變化，表現(xiàn)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(nèi)生成亞穩(wěn)β相，時效處理讓亞穩(wěn)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，尺寸較細小（見7（ａ））；隨著時效溫度的升高，次生α相析出較快，并不斷長大，發(fā)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(jié)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(qū)間內(nèi)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(jié)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(xiàn)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(xiàn)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(guī)律與圖6（ｃ）伸長率變化規(guī)律相符，不同固溶溫度下經(jīng)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(fā)現(xiàn)，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(shù)據(jù)相吻合。

TC21鈦合金的韌性變化不顯著的原因在于：試樣均經(jīng)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(chǎn)生的影響相對較小。在合金經(jīng)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(xiàn)象可能促使α／β界面處生成細小的孔隙［25］。所以當?shù)容Sα相含量大致相同的情況下，合金拉伸時產(chǎn)生的微孔機率也大致相同，這就造成經(jīng)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(jié)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(zhuǎn)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(tài)。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(fā)生長大和粗化。經(jīng)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(jīng)９20℃×2ｈ固溶＋5９0℃×4ｈ時效處理后，鍛態(tài)TC21鈦合金具有優(yōu)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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