TC21是我国自主研发的高强高韧钛合金，名义成分为Ti–6.4Al–3Mo–1.9Nb–2.1Zr–2Sn–1.5Cr，经固溶处理后，其抗拉强度可以达到1100 MPa以上。因其优异的综合性能，已在国内宇航领域获得大量使用[1−3]。由于TC21合金强度高，加工难度大，前期国内主要以锻造方式生产棒材和锻件。对于TC21合金锻造产品已进行大量研究工作[4−6]，而本文则针对厚度为6.3 mm的板材开展热处理工艺对其性能和组织影响的研究，为后续工业化生产提供技术支持。
1. 实验材料及方法
1.1 实验材料
坯料为在相变点以下30~50 °C锻造板坯，其规格为153 mm×502 mm×802 mm。铸锭采用3次真空自耗电弧熔炼（VAR）熔炼，铸锭扒皮、切冒口处理，铸锭头部取样采用金相法检测相变点为970 °C。经过三火次轧制生产工艺制备出厚度6.3 mm的TC21板材，热轧后未经热处理（热轧态）及固溶时效后的板材各两块，对其板材采用水切割方式取试样，化学成分见表1。
1.2 板材热处理
使用高精度（±2 °C）箱式热处理炉对试样进行热处理，先选取不同固溶温度对试样进行固溶处理，固溶热处理时间均为1 h，冷却方式为空气冷却（AC）。对最优固溶温度（900 °C）处理后的试样进行不同温度的时效处理，时效热处理时间均为4 h，冷却方式为空气冷却，固溶温度与时效温度见表2。
测试了板材的显微组织、拉伸性能，其中板材力学性能均按标准GB/T 3621—2007实验方法执行，测试方向为横向（T），为保证测试点的准确性，每个热处理制度测试3个样，结果取平均值。
图1为板材在热轧态及固溶处理后的横向显微组织照片。从图中可以看出，热态组织和固溶处理后的组织均为α+β两相区加工态组织，随着温度的升高，组织中初生α相含量减少，次生α相含量增加，组织更加均匀细小。当温度达到900 °C时，晶粒尺寸最�。橹罹�。随着热处理温度继续升高，920 °C时，已出现了β相，温度继续升高至940 °C，由于退火温度接近相变点，此时晶粒长大显著，组织中大部分为β相及较少的初生α相及次生α相。这种粗大的β组织对综合性能不友好。根据文献报道，要想得到组织均匀，综合性能优异的板材，一般都需要进行双重热处理[7]，下文将对经过900 °C固溶处理的板材试样进行时效热处理。
图2为不同固溶温度下板材横向力学性能，可以看出，热态板材的横向抗拉强度（Rm）达到1307 MPa，经840 °C退火后强度降低，随着固溶温度的升高，板材的抗拉强度和屈服强度（Rp0.2）呈先增大后减小的趋势，当温度达到900 °C时，板材的抗拉强度和屈服强度分别达到最大值1315 MPa和1195 MPa，这是因为随着固溶温度的升高初生α相含量减少，900 °C时晶粒最细�。锏阶罴训那炕Ч�，并且较高的固溶温度可使TC21钛合金在固溶退火后组织中保留更多的β相，进而促使组织在时效处理后能析出更多的次生α相，提高强化效果[8]。温度继续升高到940 °C，晶粒长大，板材强度降低。随着固溶温度的升高，材料的延伸率（A）和断面收缩率（Z）先增大后减�。�860 °C时在到最大，是因为此温度下，材料内组织均匀，晶粒细�。牧系娜托韵喽越细�。
图3是对900 °C固溶处理后的板材，再经过540~620 °C固溶时效处理后的组织照片，可以看出各时效温度下组织均为α+β两相区加工组织，浅色为α相，深色为β相，时效温度对组织变化影响不大，经测定初生α相的质量分数为30%左右，600 °C时组织最均匀，晶粒细�。戎峄蠲飨�，有少量次生α相析出，在此过程中通常会得到较高的强度和塑性[8]，由此推断此温度下的时效效果最佳。
对900 °C固溶后的板材进行540~620 °C时效处理，板材的力学性能如图4所示。可以看出随着时效温度的增大，板材强度变化不大，600 °C时屈服强度达到最大值1275 MPa，同时抗拉强度为1350 MPa。板材的延伸率（A）变化不大，但是断面收缩率（Z）达到最大值32.6%。
（1）不同固溶温度对TC21钛合金板材（6.3 mm）组织有较大的影响，随着固溶温度的升高，组织中β相增多，900 °C时组织更加均匀细�。宀牡那慷却锏阶罡�。
（2）固溶后的板材再经过时效处理，组织和性能更加优异，600 °C时效后屈服强度达到最大1275 MPa，断面收缩率最高。
（3）TC21板材（6.3 mm）选用900 °C/1 h，AC+600 °C/4 h，AC双重退火制度，可以得到板材的强度和塑性的良好匹配。
文章来源——金属世界
1.3 性能测试
2. 结果与讨论
2.1 固溶温度对板材显微组织的影响
2.2 固溶温度对板材力学性能的影响
2.3 时效温度对板材显微组织的影响
2.4 时效温度对板材力学性能的影响
3. 结论