双重退火制度对TC21 钛合金断裂韧性的影响

史春玲，王浩军，石晓辉，曾卫东

(1. 中航工业西安飞机工业(集团)有限责任公司，陕西 西安 710089)

(2. 西北工业大学凝固技术国家重点实验室，陕西 西安 710072)

1 前 言

随着飞机结构设计理念的发展，损伤容限型钛合金得到了更加广泛的关注［1］。TC21 钛合金是我国研制的一种新型损伤容限型钛合金，名义成分为Ti-6Al-2Zr-2Sn-3Mo-1Cr-2Nb-0. 1Si。它具有高强度(1 100 MPa)、高断裂韧性(70 MPa·m1/2)和较低的裂纹扩展速率等特点［2］，可作为重要的结构钛合金在航空航天领域得到应用。其综合力学性能可与美国的Ti-6-22-22S 合金相媲美［3］。

断裂韧性是材料阻止宏观裂纹失稳扩展能力的度量，是材料损伤容限性能的重要参数，只与材料本身、热处理及加工工艺有关。对于一种给定的合金，研究不同的热处理制度对其断裂韧性的影响规律已经变得刻不容缓。前人主要研究了TC21 钛合金的相变行为、组织演变及变形行为［4-7］，但是就双重退火工艺对TC21 钛合金断裂韧性［8］影响的研究鲜有报道。本研究对此进行初步探讨，以期为后人提供参考。

2 实 验

实验用原材料为148 厂提供的TC21 钛合金准β锻件，原材料的相变点经测定为963 ℃。锻后的材料被切割成4 份，分别进行如下4 种双重退火处理:

A 890 ℃×2 h/AC+500 ℃×4 h/AC;

B 890 ℃×2 h/AC+590 ℃×4 h/AC;

C 950 ℃×2 h/AC+500 ℃×4 h/AC;

D 950 ℃×2 h/AC+590 ℃×4 h/AC。

双重退火后的TC21 钛合金试样均放进氩气中冷却，冷却气压为0.1 MPa。TC21 钛合金双重退火处理完成后，按照国标GB/T 4161—1984 从4 块试料上分别取样并进行平面应变断裂韧性测试，所取试样均为T-L 向标准紧凑拉伸试样。为了保证所得断裂韧性数据的有效性，每组工艺下取3 个试样进行测试。室温拉伸性能按照国标GB/T 228—2002 进行取样和测试，取样方向为L 向，每组工艺下也取3个试样。文中所用断裂韧性及拉伸性能实验结果均为平均值。从4 种工艺试料中随机取φ5 mm ×10 mm 的小圆柱，经过粗磨、细磨和粗抛、细抛制成金相试样，随后用HF、HNO3、H2O 体积比为1∶3∶7的腐蚀剂腐蚀，在OLYMPUS PMG3 金相显微镜下选区拍照。用数码相机拍摄4 种工艺下拉断后断裂韧性试样的宏观断口照片，并且在JEOL JSM-6390A 型扫描电镜下拍摄4 种工艺下断裂韧性试样失稳扩展区的断口形貌。

3 实验结果

3.1 双重退火对TC21 钛合金显微组织的影响

图1 为TC21 钛合金在4 种双重退火工艺条件下的显微组织。在第一次退火温度为890 ℃、第二次退火温度分别为500 ℃和590 ℃的工艺条件下，双重退火试样的显微组织相似，差别在于第二次退火温度为500 ℃的试样原始β 晶界不明显，次生α 相较细长，见图1a 和图1b。这是由于第二次退火温度较低时，不能提供次生相生长所需的能量。在第一次退火温度为950 ℃、第二次退火温度为500 ℃的工艺条件下，试样组织包含较细的次生α 相(粗约1～2 μm)及少量块状α 相，还可看到被破碎的原始β晶界。第一次退火温度也为950 ℃，而第二次退火温度为590 ℃工艺条件下，试样组织由大量粗大的次生α 相(粗约2 ～4 μm)、晶界破碎的α 相及少量块状α 相［9-10］组成，见图1c 和图1d。

图1 4 种双重退火工艺条件下TC21 钛合金的金相照片Fig.1 Metallograghs of TC21 alloy under different duplex annealing heat treatments

总的来说，第一次退火温度相同的情况下，随着第二次退火温度升高，次生α 相长大变粗;而在第二次退火温度相同的情况下，第一次退火温度对次生相宽度影响较小。

3.2 双重退火对TC21 钛合金力学性能的影响

表1 为4 种工艺下TC21 钛合金室温断裂韧性及纵向拉伸性能实验结果。经对比发现，4 种退火制度下TC21 钛合金试样断裂韧性均在100 MPa·m1/2以上。第一次退火温度相同的情况下，随着第二次退火温度升高，TC21 钛合金断裂韧性略有升高;而第二次退火温度相同的情况下，第一次退火温度对TC21 钛合金断裂韧性影响较小。其中，在D 工艺条件下热处理的TC21 钛合金断裂韧性最高，可达109.7 MPa·m1/2。

表1 TC21 钛合金室温断裂韧性及拉伸性能Table 1 The fracture toughness and tensile properties of TC21 alloy

比较表1 所示的TC21 钛合金在4 种双重退火工艺条件下的纵向室温拉伸性能可以看出，在第一次退火温度相同的条件下，随着第二次退火温度升高，TC21 钛合金强度降低，塑性无明显变化。这是由于较高的第二次退火温度使次生相长大，从而降低了第二相的强化作用［11］。而在第二次退火温度相同的条件下，随着第一次退火温度的升高，TC21 钛合金强度升高，塑性降低，这是由于较高的第一次退火温度可使TC21 钛合金在第一次退火后组织中保留更多的β 相，进而促使组织在第二次退火后能析出更多的次生α 相，提高强化效果。

3.3 双重退火对TC21 钛合金断裂韧性断口试样形貌的影响

图2 为数码相机拍摄的4 种热处理工艺条件下TC21 钛合金断裂韧性试样宏观断口照片。比较图2中4 种工艺条件下TC21 钛合金断裂韧性试样失稳扩展区宏观断口可以发现，在第一次退火温度为890℃的条件下，第二次退火温度为500 ℃的试样失稳扩展区断口较590 ℃的更为崎岖。这是由于第二次退火温度为500 ℃的试样，条状组织α 相细且长，细片层组织的片层较细且取向任意，不断改变裂纹走向，增加了裂纹扩展的曲折性［12-13］。在第一次退火温度为950 ℃的条件下，第二次退火温度为590℃的试样失稳扩展区断口较500 ℃的更为崎岖。这是由于第二次退火为590 ℃试样条状α 相粗且长，较α 相细短的500 ℃试样更能增加裂纹偏转路径。

图2 4 种双重退火工艺条件下TC21 钛合金断裂韧性试样的宏观断口照片Fig.2 Macrographs of fracture toughness fractography under different duplex annealing heat treatments

图3 为4 种热处理工艺条件下TC21 钛合金断裂韧性试样失稳扩展区断口形貌的SEM 照片。在第一次退火温度为890 ℃的条件下，对比图3a 和图3b可以发现，第二次退火温度为500 ℃和590 ℃的TC21 钛合金断裂韧性试样失稳扩展区断口均为准解理断裂。但是相比第二次退火温度为590 ℃的断口，500 ℃试样的断口高差小，韧窝较浅，且解理断裂占据更大部分。在第一退火温度为950 ℃的条件下，对比图3c 和图3d 可以发现，第二次退火温度为590℃的试样断口高差大，韧窝深，且韧性断裂占据更大部分。

图3 4 种双重退火工艺条件下TC21 钛合金断裂韧性试样断口形貌的SEM 照片Fig.3 Micrographs of fracture toughness fractography under different duplex annealing heat treatments

对比TC21 钛合金断裂韧性试样宏观断口和微观断口，可以发现第一次退火温度的影响都不明显。

4 分析与讨论

裂纹扩展路径和塑性是影响金属材料断裂韧性的两个主要因素，一般情况下裂纹扩展路径越复杂，材料的塑性越好，那么断裂韧性就越高。这是由于复杂的裂纹扩展路径能使裂纹在扩展中不断地转向，从而使裂纹在扩展中消耗更多的裂纹扩展功。金属材料的塑性越好，在裂纹尖端处越容易发生塑性变形，那么裂纹扩展就需要克服塑性变形功(Wp)［14］，而Wp的数值往往比表面能大几个数量级，是裂纹扩展需要克服的主要阻力。

在第一次退火温度为890 ℃的条件下，第二次退火温度为500 ℃的TC21 钛合金断裂韧性试样具有较复杂的裂纹扩展路径，但塑性低于590 ℃的试样。590 ℃试样的裂纹扩展需要克服更大的塑性变形功，断裂韧性也就略高。在第一次退火温度为950 ℃的条件下，由于第二次退火温度为590 ℃的试样相较于500 ℃的试样具有更加复杂的裂纹扩展路径和较高的塑性，裂纹扩展更加不容易，因此具有较高的断裂韧性。

断裂韧性代表裂纹在失稳扩展区吸收能量的能力。由于890 ℃×2 h/AC +590 ℃×4 h/AC 和950℃×2 h/AC+590 ℃×4 h/AC 两种工艺条件下TC21钛合金断裂韧性试样失稳扩展区断口高差大，韧窝深，且韧性断裂占据更大部分，更能阻止裂纹扩展，因此应具有较高的断裂韧性，与实验结果相符。崎岖的裂纹扩展路径和较好的塑性使得经950 ℃×2 h/AC+590 ℃×4 h/AC 双重退火的TC21 钛合金具有最高的断裂韧性，可达109.7 MPa·m1/2。

5 结 论

(1)在第一次退火温度相同的条件下，随着第二次退火温度升高，TC21 钛合金次生α 相长大变粗;而在第二次退火温度相同的条件下，第一次退火温度对TC21 钛合金次生相厚度影响较小。

(2)在第一次退火温度相同条件下，随着第二次退火温度升高，TC21 钛合金强度降低，塑性无明显变化;而在第二次退火温度相同的条件下，随着第一次退火温度的升高，TC21 钛合金强度升高，塑性降低。

(3)4 种双重退火制度下，TC21 钛合金断裂韧性均在100 MPa·m1/2以上。第一次退火温度相同的条件下，随着第二次退火温度升高，TC21 钛合金断裂韧性略有升高;而在第二次退火温度相同的条件下，第一次退火温度对TC21 钛合金断裂韧性影响很小。

(4)经890 ℃×2 h/AC +590 ℃×4 h/AC 和950 ℃×2 h/AC +590 ℃×4 h/AC 两种工艺热处理的TC21 钛合金失稳扩展区断口高差大，韧窝深，更能阻止裂纹扩展。崎岖的裂纹扩展路径和较好的塑性使得经950 ℃×2 h/AC +590 ℃×4 h/AC 双重退火的TC21 钛合金具有最高的断裂韧性，可达109.7 MPa·m1/2。

［1］曹春晓. 选材判据的变化与高损伤容限钛合金的发展［J］. 金属学报，2002，38(增刊1):4 -11.

［2］冯亮，曲恒磊，赵永庆，等. TC21 合金的高温变形行为［J］. 航空材料学报，2004，24(4):11 -13.

［3］赵永庆，曲恒磊，冯亮，等. 高强高韧损伤容限型钛合金TC21 研制［J］. 钛工业进展，2004，21(1):22 -24.

［4］王义红，寇宏超，朱知寿，等. 冷却速率对TC21 合金相变行为的影响［J］. 航空材料学报，2010，30(1):6-9.

［5］王义红，寇宏超，朱知寿，等. TC21 合金时效过程中的相变研究［J］. 材料热处理技术，2010，39(4):132-135.

［6］党薇，薛祥义，寇宏超，等. TC21 钛合金慢速冷却过程中的相组成及组织演化［J］. 航空材料学报，2010，30(3):19 -23.

［7］朱知寿，王新南，顾伟，等. TC21 钛合金高温热变形行为研究［J］. 中国材料进展，2009，28(2):51 -55.

［8］党薇，薛祥义，李金山，等. TC21 合金片层组织特征对其断裂韧性的影响［J］. 中国有色金属学报，2010，20(增刊1):16 -20.

［9］雷锦文，曾卫东，朱知寿，等. TC21 钛合金β 锻造大块α 相研究［J］. 材料热处理学报，2009，30(5):14 -18.

［10］赵彦蕾，李伯龙，朱知寿，等. 热处理温度对TC21 钛合金微观组织的影响［J］. 材料热处理学报，2011，32(1):14 -18.

［11］韩明臣，王成长，倪沛彤. 钛合金的强韧化技术研究进展［J］. 钛工业进展，2011，28(6):9 -12.

［12］周义刚，曾卫东，李晓芹，等. 钛合金高温形变强韧化机理［J］. 金属学报，1999，35(1):45 -48.

［13］李辉，曲恒磊，赵永庆，等. 片层厚度对损伤容限型TC21 合金裂纹扩展速率的影响［J］. 材料工程，2006，(4):21 -23.

［14］郑修麟. 材料的力学性能［M］. 西安:西北工业大学出版社，2000:78.