发布日期：2025-3-11 11:28:46
钛及钛合金具有低热导率、低膨胀系数、高韧性以及耐低温等优点，在低温发动机、低温超导零部件、海洋工程、航空发动机等领域均有大量应用[1-2]。
TC11钛合金作为一种十分典型的两相钛合金，具有良好的热加工性能与力学性能[3-4]，其可用于制造飞机、发动机、直升机等航空航天器的结构件和零部件，也可用于制造石油化工设备中的反应器、换热器、管道等部件，其优异的力学性能在未来有望在其他领域得到更广泛的应用。
因为TC11钛合金的广泛应用，目前对该合金的研究也十分多样性，例如白鹭等[5]研究了时效对热旋压TC11钛合金组织及性能的影响，发现TC11钛合金经双重退火处理后，经热旋压后合金的抗拉强度与硬度值明显提高，当再进行一次时效处理后，合金抗拉强度和硬度得到进一步提高。陈军红等[6]研究了TC11钛合金应变率相关的拉伸行为，发现TC11钛合金的屈服强度随着应变速率的提高而增大，无论处于准静态或者动态拉伸条件下，合金均产生剪切断裂，但韧窝尺寸有所差别。而关于TC11热处理的研究也较多，例如岳旭等[7]研究时效温度对TC11钛合金组织与力学性能的影响，发现经时效处理后，组织中析出较多αｓ相，且时效温度升高会导致合金强度升高，塑性降低。朱宁远等[8]研究了固溶时效处理对TC11钛合金显微组织和硬度的影响，发现固溶温度的高度会影响初生α相含量，固溶时间会影响晶界α相尺寸，固溶温度的增加会使硬度呈现先降低再趋于稳定的趋势。
虽然关于TC11钛合金的研究较多，但热处理仍是工程应用中最常见的工艺，而固溶时效则是热处理
工艺中最为常用的方法。关于对TC11钛合金固溶时效的研究中[8-10]，目前主流的固溶温度区间均为两相区温度，而关于单相区温度的固溶处理少有报道，故本文根据目前研究现状以及工程应用，分别设置单相区与两相区温度对TC11钛合金进行固溶处理，随后进行时效处理，以探究TC11钛合金经不同固溶时效处理后的微观组织形貌与拉伸性能变化，为该合金的工程应用做出理论参考。
1、试验方案与材料
本研究的试验材料是直径为130mm的TC11钛合金棒材，通过ＡｖｉO500型等离子体发射光谱仪对原
材料进行了化学成分分析，结果显示其具体化学成分的质量分数为：6.59％Al、1.57％Zr、3.14％Mo、0.209％O、0.193％Fe、0.30％Si、余量为Ti。通过连续升温金相法测试试验材料的相变点温度为993℃。
根据合金的相变点温度，设置包含两相区以及单相区的固溶温度，随后设置固定的时效温度进行时效处理。具体固溶时效热处理制度见表1，其中WC代表加热结束后进行水冷，AC代表加热结束后进行空冷，合金的固溶时效使用ＨＢ-2Ｘ型箱式电阻炉进行加热处理。待合金经不同温度的固溶时效处理后，使用线切割对合金进行切割处理，随后进行室温拉伸性能测试并使用拉伸试样的尾部位置进行微观组织形貌观察。关于合金的微观组织形貌观察，首先通过不同目数的砂纸进行粗磨，再进行细磨、机械抛光等步骤制样，随后使用配比HF:HNO3:H2O＝1:3:180的腐蚀溶液进行腐蚀处理，最后在型号为ＸＪＰ-6Ａ的金相显微镜上观察合金微观组织。合金的室温拉伸性能在ＩＮＳＴＲOＮ型万能试验机进行测试，测试标准依据ＧＢ／Ｔ228.1-2010中相关规定执行。拉伸测试完成后，使用超声波清洗仪对拉伸断口进行去杂质处理，并在ＺＥＩＳＳＳｕｐｒａ型扫描电子显微下进行拉伸断口形貌观察与分析。
2、试验结果分析
2.1 微观组织分析
图1为TC11钛合金经不同固溶时效温度处理后的微观组织形貌。在固溶温度为940℃时（图1（ａ）），合金的微观组织类型为双态组织，其主要由初生α相（位置Ａ）以及β转变组织（位置Ｂ）构成，在β转变组织内部存在大量形貌细小的次生α相，而初生α相形貌以长条状为主，并伴有少量等轴状形貌。在固溶温度升高的过程中（图1（ｂ）（ｃ）），发现组织形貌出现较为明显的变化，其中初生α相体积与含量均不断减少。当固溶温度升高至1000℃时（图1（ｄ）），发现初生α相完全消失，组织中出现粗大的β晶粒，且析出更多的次生α相，此时的组织类型转变为细片层β转变组织。
在室温条件下，合金的组织主要以α相存在，在加热升温的过程中，合金组织中α相含量不断越少，其原因是合金在经加热后，组织中α相会发生部分溶解，从而减少了α相的含量。当合金加热到单相区温度时，组织β相开始大量生成，α相完全溶解。其在转变过程中，α相和β相的晶格参数基本保持一致，即两相之间存在晶格匹配。在相变过程中，α相晶格构，最终转变为β相[11]。
在固溶阶段，加热过程会使得合金中的溶质元素溶解到β相中。这个过程有助于溶质元素的均匀分布，并为后续析出过程创造条件。冷却过程会将固溶处理后的合金快速冷却到室温，这个过程有助于形成过饱和的固溶体，为次生α相的析出提供了条件[12]。
在时效处理过程中，由于合金处于过饱和状态，溶质元素会从固溶体中析出并形成次生α相，这个过程涉及到溶质元素在β相中的扩散和凝聚，最终形成稳定的次生α相，其中固溶阶段温度越高，形成的过饱和固溶体中包含溶质元素越多，时效过程析出的次生α相越多。
2.2 拉伸性能分析
图2为TC11钛合金经不同固溶时效温度处理后的室温拉伸性能。在时效温度确定，固溶温度改变的条件下，合金的强度随固溶温度升高而逐渐增加，其抗拉强度Rm由1348MPa升至1509MPa，屈服强度Rp0.2由1154MPa升至1304MPa，塑性则随固溶温度的升高而不断减少，其断后伸长率Ａ由13％降低2％，断面收缩率Ｚ由24％降至9％。由图1可知，固溶温度升高的过程中，组织中最明显的变化为初生α相以及次生α相的体积与含量。
由于初生α相的晶体取向为无序分布，这也使得其晶体结构存在较多的晶界和位错。晶界是晶体中两个 晶粒之间的边界，而位错是晶体中的一种缺陷，这些晶界和位错可以为滑移提供更多的“路径”，使得滑移发生更加容易。晶界和位错的存在还可以吸收和储存应力能量，从而减小局部应力峰值，提高组织的抗变形能力。此外，初生α相的晶体取向的无序分布使其能够激活多种类型的滑移系统，并通过增加滑移面 密度、滑移方向多样性、晶界和位错的存在来协调塑性变形，这种协调作用能够提高合金的塑性变形能力、减缓晶体损伤和断裂[13]。故组织中初生α相对合金塑性起到促进作用，即初生α相含量越多，合金 塑性越好，而当初生α相含量减少时，合金塑性不断降低。
组织中次生α相则起到强化的效果，其强化作用从两个方面体现，首先是晶体取向强化，次生α相的 晶体取向通常是有序排列的，这种有序排列使得晶体结构在宏观上体现出方向性。这种方向性可以限制 位错的滑移路径，提高组织的抗滑移能力。此外，晶体取向的有序性可以增加晶体的内聚力，减少晶界的位错堆积，从而高合金的强度。其次形貌细小的次生α相具有一定的晶粒细化效果，次生α相的形成通常伴随着晶粒的细化，晶粒细化能够增加晶界的数量，使得组织中存在更多的晶界，从而有效阻碍位错的移动。 细小晶粒之间的晶界能够吸收和分散应力防止位错扩散和晶界滑移，从提高合金的强度，即次生 α相含量越多，合金强度越高[14]。
2.3 拉伸断裂微观形貌分析
图3展示了经过不同固溶时效温度处理后的TC11钛合金拉伸断口的微观形貌。发现合金经两相区温度（图3（ａ）（ｂ）（ｃ））固溶处理后的断口形貌中分布大量等轴状的韧窝（位置Ｃ），当固溶温度升至单相区后（图3（ｄ）），断口形貌由韧窝转变为岩石状形貌。韧窝的形成是合金拉伸断裂过程中出现的一种普遍现象，当合金受到拉应力作用时，断裂开始在最薄弱的部位（缺陷、裂纹等）发生，然后逐渐扩展。在整个拉伸断裂过程中，分子之间发生断裂并形成断口，当断裂继续扩展时，合金中的纤维结构和晶粒也会受到影响，导致断口周围的韧窝形成。韧窝数量越多且尺寸越大则意味着在断裂时产生了更多的能量耗散，使得组织在受应力作用下吸收能量并延展变形的能力，即合金塑性更高。故可知，合金经两相区温度固溶处理后的塑性较单相区温度要高，这与图2中拉伸性能趋势一致。
除韧窝形貌外，发现在断口中还存在一定数量的微裂纹（位置Ｄ），这是因为经时效处理后的组织中存在大量细小次生α相，其会有效减缓裂纹的扩展速度，且裂纹与次生α相相遇后，次生α相的周围会发 生一定晶界滑移并在晶界位置出现应力集中，在应力作用下最终形成微裂纹。此外，发现在固溶温度升高 的整个过程中，断口中撕裂棱逐渐明显（位置Ｅ），撕裂棱的存在可以阻碍晶界的滑移和断裂，从而提高材料的强度，且撕裂棱也可以作为有效的位错源，阻碍晶界滑移和断裂的传播，进而增加合金的强度。
3、结论
（1）在固溶温度为两相区时，合金的微观组织类型为双态组织，其组织主要由初生α相以及β转变组织构成，初生α相形貌以长条状为主，并伴有少量等轴状形貌。固溶温度升单相区后，组织中初生α相完全消失并出现粗大的β晶粒，组织类型转变为细片层β转变组织。
（2）在时效温度确定，固溶温度改变的条件下，合金的强度随固溶温度升高而逐渐增加，塑性则随固溶温度的升高而不断减少。
（3）固溶温度由两相区向单相区转变的过程中，拉伸断口形貌由韧窝形貌向岩石状相貌转变，且整个过程中的撕裂棱形貌逐渐明显。
参考文献
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