鈦及鈦合金具有低熱導率、低膨脹系數、高韌性 以及耐低溫等優點，在低溫發動機、低溫超導零部件、 海洋工程、 航空發動機等領域均有大量應用[1-2] 。 TC11鈦合金作為一種十分典型的兩相鈦合金，具有 良好的熱加工性能與力學性能[3-4] ，其可用于制造飛 機、發動機、直升機等航空航天器的結構件和零部件， 也可用于制造石油化工設備中的反應器、換熱器、管 道等部件，其優異的力學性能在未來有望在其他領域 得到更廣泛的應用。

因為TC11鈦合金的廣泛應用，目前對該合金的 研究也十分多樣性，例如白鷺等[5] 研究了時效對熱旋 壓TC11鈦合金組織及性能的影響，發現TC11鈦合金 經雙重退火處理后，經熱旋壓后合金的抗拉強度與硬 度值明顯提高，當再進行一次時效處理后，合金抗拉 強度和硬度得到進一步提高。 陳軍紅等[6] 研究了 TC11鈦合金應變率相關的拉伸行為，發現TC11鈦合 金的屈服強度隨著應變速率的提高而增大，無論處于 準靜態或者動態拉伸條件下，合金均產生剪切斷裂， 但韌窩尺寸有所差別。 而關于TC11熱處理的研究也 較多，例如岳旭等[7] 研究時效溫度對TC11鈦合金組織與力學性能的影響，發現經時效處理后，組織中析 出較多α_s相，且時效溫度升高會導致合金強度升高， 塑性降低。 朱寧遠等[8] 研究了固溶時效處理對 TC11 鈦合金顯微組織和硬度的影響，發現固溶溫度的高度 會影響初生 α 相含量，固溶時間會影響晶界 α 相尺 寸，固溶溫度的增加會使硬度呈現先降低再趨于穩定 的趨勢。

雖然關于TC11鈦合金的研究較多，但熱處理仍 是工程應用中最常見的工藝，而固溶時效則是熱處理 工藝中最為常用的方法。 關于對TC11鈦合金固溶時 效的研究中[8-10] ，目前主流的固溶溫度區間均為兩相 區溫度，而關于單相區溫度的固溶處理少有報道，故 本文根據目前研究現狀以及工程應用，分別設置單相 區與兩相區溫度對TC11鈦合金進行固溶處理，隨后 進行時效處理，以探究TC11鈦合金經不同固溶時效 處理后的微觀組織形貌與拉伸性能變化，為該合金的 工程應用做出理論參考。

1、試驗方案與材料

本研究的試驗材料是直徑為130mm的TC11鈦合金棒材,通過Avio500型等離子體發射光譜儀對原材料進行了化學成分分析,結果顯示其具體化學成分的質量分數為:6.59% Al、1.57% Zr、3.14% Mo、0.209%0、0.193% Fe、0.30%Si、余量為Ti。通過連續升溫金相法測試試驗材料的相變點溫度為993℃。

表1固溶時效工藝參數

根據合金的相變點溫度，設置包含兩相區以及單相區的固溶溫度，隨后設置固定的時效溫度進行時效處理。具體固溶時效熱處理制度見表1,其中WC代表加熱結束后進行水冷,AC代表加熱結束后進行空冷,合金的固溶時效使用HB-2X型箱式電阻爐進行加熱處理。待合金經不同溫度的固溶時效處理后，使用線切割對合金進行切割處理,隨后進行室溫拉伸性能測試并使用拉伸試樣的尾部位置進行微觀組織形貌觀察。關于合金的微觀組織形貌觀察，首先通過不同目數的砂紙進行粗磨,再進行細磨、機械拋光等步驟制樣,隨后使用配比HF:HNO₃:H₂O=1:3:180的腐蝕溶液進行腐蝕處理,最后在型號為XJP-6A的金相顯微鏡上觀察合金微觀組織。合金的室溫拉伸性能在INSTRON型萬能試驗機進行測試,測試標準依據GB/T228.1-2010中相關規定執行。拉伸測試完成后，使用超聲波清洗儀對拉伸斷口進行去雜質處理,并在ZEISS Supra型掃描電子顯微下進行拉伸斷口形貌觀察與分析。

2、試驗結果分析

2.1微觀組織分析

圖1為TC11鈦合金經不同固溶時效溫度處理后的微觀組織形貌。在固溶溫度為940℃時(圖1(a)),合金的微觀組織類型為雙態組織,其主要由初生α相(位置A)以及β轉變組織(位置B)構成,在β轉變組織內部存在大量形貌細小的次生α相,而初生α相形貌以長條狀為主,并伴有少量等軸狀形貌。在固溶溫度升高的過程中(圖1(b)(c)),發現組織形貌出現較為明顯的變化,其中初生α相體積與含量均不斷減少。當固溶溫度升高至1000℃時(圖1(d)),發現初生α相完全消失,組織中出現粗大的β晶粒,且析出更多的次生α相,此時的組織類型轉變為細片層β轉變組織。

在室溫條件下，合金的組織主要以α相存在，在加熱升溫的過程中，合金組織中α相含量不斷越少，其原因是合金在經加熱后，組織中α相會發生部分溶解，從而減少了α相的含量。當合金加熱到單相區溫度時，組織β相開始大量生成，α相完全溶解。其在轉變過程中，α相和β相的晶格參數基本保持一致，即兩相之間存在晶格匹配。在相變過程中，α相晶格中的原子會發生位移和重新排列，形成新的晶格結構,最終轉變為β相[11]。

在固溶階段，加熱過程會使得合金中的溶質元素溶解到β相中。這個過程有助于溶質元素的均勻分布，并為后續析出過程創造條件。冷卻過程會將固溶處理后的合金快速冷卻到室溫，這個過程有助于形成過飽和的固溶體，為次生α相的析出提供了條件[12]。在時效處理過程中，由于合金處于過飽和狀態，溶質元素會從固溶體中析出并形成次生α相,這個過程涉及到溶質元素在β相中的擴散和凝聚，最終形成穩定的次生α相,其中固溶階段溫度越高,形成的過飽和固溶體中包含溶質元素越多，時效過程析出的次生α相越多。

2.2拉伸性能分析

圖2為TC11鈦合金經不同固溶時效溫度處理后的室溫拉伸性能。在時效溫度確定，固溶溫度改變的條件下,合金的強度隨固溶溫度升高而逐漸增加,其抗拉強度Rm由1348MPa升至1509MPa,屈服強度 R_p0.2 由1 154 MPa升至1304 MPa,塑性則隨固溶溫度的升高而不斷減少，其斷后伸長率A由13%降低2%，斷面收縮率Z由24%降至9%。

由圖1可知,固溶溫度升高的過程中,組織中最明顯的變化為初生α相以及次生α相的體積與含量。由于初生α相的晶體取向為無序分布，這也使得其晶體結構存在較多的晶界和位錯。晶界是晶體中兩個晶粒之間的邊界，而位錯是晶體中的一種缺陷，這些晶界和位錯可以為滑移提供更多的“路徑”，使得滑移發生更加容易。晶界和位錯的存在還可以吸收和儲存應力能量，從而減小局部應力峰值，提高組織的抗變形能力。此外，初生α相的晶體取向的無序分布使其能夠激活多種類型的滑移系統，并通過增加滑移面密度、滑移方向多樣性、晶界和位錯的存在來協調塑性變形，這種協調作用能夠提高合金的塑性變形能力、減緩晶體損傷和斷裂[13]。故組織中初生α相對合金塑性起到促進作用，即初生α相含量越多，合金塑性越好，而當初生α相含量減少時，合金塑性不斷降低。

組織中次生α相則起到強化的效果，其強化作用從兩個方面體現，首先是晶體取向強化，次生α相的晶體取向通常是有序排列的,這種有序排列使得晶體結構在宏觀上體現出方向性。這種方向性可以限制位錯的滑移路徑，提高組織的抗滑移能力。此外，晶體取向的有序性可以增加晶體的內聚力，減少晶界的位錯堆積，從而高合金的強度。其次形貌細小的次生α相具有一定的晶粒細化效果,次生α相的形成通常

伴隨著晶粒的細化，晶粒細化能夠增加晶界的數量，使得組織中存在更多的晶界，從而有效阻礙位錯的移動。細小晶粒之間的晶界能夠吸收和分散應力防止位錯擴散和晶界滑移，從提高合金的強度，即次生α相含量越多，合金強度越高[14]。

2.3拉伸斷裂微觀形貌分析

圖3展示了經過不同固溶時效溫度處理后的TC11鈦合金拉伸斷口的微觀形貌。發現合金經兩相區溫度(圖3(a)(b)(c))固溶處理后的斷口形貌中分布大量等軸狀的韌窩(位置C),當固溶溫度升至單相區后(圖3(d)),斷口形貌由韌窩轉變為巖石狀形貌。韌窩的形成是合金拉伸斷裂過程中出現的一種普遍現象，當合金受到拉應力作用時，斷裂開始在最薄弱的部位(缺陷、裂紋等)發生，然后逐漸擴展。在整個拉伸斷裂過程中，分子之間發生斷裂并形成斷口,當斷裂繼續擴展時,合金中的纖維結構和晶粒也會受到影響，導致斷口周圍的韌窩形成。韌窩數量越多且尺寸越大則意味著在斷裂時產生了更多的能量耗散，使得組織在受應力作用下吸收能量并延展變形的能力，即合金塑性更高。故可知，合金經兩相區溫度固溶處理后的塑性較單相區溫度要高，這與圖2中拉伸性能趨勢一致。

除韌窩形貌外，發現在斷口中還存在一定數量的微裂紋(位置D),這是因為經時效處理后的組織中存在大量細小次生α相,其會有效減緩裂紋的擴展速度,且裂紋與次生α相相遇后,次生α相的周圍會發生一定晶界滑移并在晶界位置出現應力集中，在應力作用下最終形成微裂紋。此外，發現在固溶溫度升高的整個過程中,斷口中撕裂棱逐漸明顯(位置E),撕裂棱的存在可以阻礙晶界的滑移和斷裂，從而提高材料的強度,且撕裂棱也可以作為有效的位錯源,阻礙晶界滑移和斷裂的傳播，進而增加合金的強度。

3、結論

(1)在固溶溫度為兩相區時,合金的微觀組織類型為雙態組織,其組織主要由初生α相以及β轉變組織構成，初生α相形貌以長條狀為主，并伴有少量等軸狀形貌。固溶溫度升單相區后，組織中初生α相完全消失并出現粗大的β晶粒,組織類型轉變為細片層β轉變組織。

(2)在時效溫度確定，固溶溫度改變的條件下，合金的強度隨固溶溫度升高而逐漸增加，塑性則隨固溶溫度的升高而不斷減少。

(3)固溶溫度由兩相區向單相區轉變的過程中，拉伸斷口形貌由韌窩形貌向巖石狀相貌轉變,且整個過程中的撕裂棱形貌逐漸明顯。

參考文獻

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（注，原文標題：固溶時效處理對TC11鈦合金組織與拉伸性能的影響）

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