发布日期：2026-2-19 9:34:16
TC11为 (α+β)型双相钛合金，是我国对BT9钛合金进行深入研究和改良的成果。在保留BT9合金优势的同时，TC11钛合金实现了力学性能、耐腐蚀性和低温韧性的显著增强，已成功应用于航空发动机耐高温部件、深冷环境储运装置等关键领域。该合金在材料性能方面呈现多重优势：一方面其热稳定性显著优于常规金属基材料，另一方面在低温工况下仍能保持优异的延展特性。材料抵抗变形的能力通常通过硬度指标来表征。金属材料硬度的变化往往与强度、塑性及韧性等力学性能呈相关性。随材料硬度值增大，其承载能力通常增强，但形变吸收能力减弱；相反，硬度降低虽能提升材料的延展性能，却会导致强度下降，这种力学参数的动态平衡关系在金属热处理领域具有普遍适用性。金属材料的关键性能参数评估主要依赖损伤性检测手段，依据其加载模式可分为准静态测试（包括单轴拉伸 / 压缩试验）与动态响应分析（如冲击测试）等。这些试验对试样会造成一定的损伤。相比之下，硬度测试则是一种非破坏性的方法，通过压痕试验可以在较小的损伤范围内获得材料的硬度值。此外，硬度与材料的化学成分、组织结构及加工工艺密切相关，因此硬度测试不仅能有效评估材料的力学性能，还能反映其微观结构和制备过程的差异。材料的硬度表征方法为工程应用提供了科学支撑。在航空航天关键承力构件制造中，钛合金锻件的硬度参数需遵循特定工艺规范，这一要求直接关联构件在极端工况下的服役稳定性与安全冗余度。因此硬度测试常常被用作判断锻件是否合格的标准之一。
TC11钛合金的显微组织直接影响其力学性能，通过热处理工艺对显微组织的调控，可以使其力学性能满足不同服役条件的需求。甘章华等对TC4钛合金的热处理工艺研究发现，冷却速度增加会显著提升合金硬度，但超过相变点后温度对硬度的提升作用减弱。范丽静等在 Ti6321 钛合金的热处理发现，随固溶温度升高，硬度呈现先增加后稳定的趋势。熊熠等对TC21 钛合金的热处理工艺研究指出，热处理通过调控 α 相的形态和数量，使抗拉强度和屈服强度呈现先增后减的规律。这些研究均表明，固溶温度与冷却速率是调控钛合金组织性能的关键因素。然而，针对 TC11钛合金时效阶段，温度与保温时间如何共同影响材料的硬度变化及微观结构演变机制，仍缺乏系统的试验验证与理论解释。Radan 等对铝锂合金、Cui 等对 Al-5Zn-0.03In-1Er 合金的热处理工艺研究表明，时效过程中析出相行为对硬度有重要影响，但 TC11作为典型 (α+β)型双相钛合金，其时效过程中初生 α 相与 β 转变组织的交互作用机制尚未明确。Qiao 等通过硬度测试优化高温合金时效工艺，并建立组织 - 性能对应关系的方法，为本研究提供了借鉴。
本研究以 TC11钛合金为研究对象，在参考前人关于钛合金固溶冷却规律相关研究的基础上，重点探究时效温度（530~800℃）与时效时间（1~24h）对其显微组织和硬度的影响，结合梯度固溶工艺与分级时效工艺，揭示固溶 - 时效参数协同作用下 α 相含量、β 转变组织形貌与硬度的关联机制，旨在为 TC11钛合金热处理工艺优化及航空航天构件的性能提升提供实验依据和理论支撑。
1、实验材料与方法
1.1 实验材料
实验选用符合 GB/T2965 标准的 TC11钛合金锻造棒料（直径准 25mm，供货态为 α+β锻造组织），其相变点范围为 1010~1015℃。TC11合金的化学成分见表 1。从初始锻态材料中切取尺寸为 3mm×3mm×2mm 的试样。该合金的初始显微组织如图 1 所示，呈现标准的双态组织，其中灰暗色部分为 α 相，白亮色部分为 β 相。
表 1 TC11钛合金的化学成分（质量分数，%）
| Al | Mo | Zr | Si | Ti |
| 6.6 | 3.6 | 1.8 | 0.29 | 余量 |
1.2 实验方法
TC11钛合金的系列热处理实验均在 KSL-1200 型高温箱式电阻炉进行。由于 TC11钛合金的 β 转变温度为 1010~1015℃，将固溶温度设定在 α+β两相区（890~980℃），通过梯度温度调控初生 α 相的溶解程度，制定固溶处理单阶段与固溶时效两阶段热处理策略，时效温度（530~800℃）参考钛合金析出强化工艺区间，覆盖次生 α 相析出强化至组织粗化，具体的热处理工艺参数如表 2、3 所示。
热处理后，试样依次用400~3000目的砂纸进行打磨，然后在磨抛机上使用Al2O3悬浮液进行机械抛光，每次抛光控制在5~10min，直至获得无可见划痕的镜面反射表面。采用氢氟酸-硝酸混合溶液（体积比HF:NHO3:H2O=2:3:10）对抛光后的金相样品进行化学刻蚀，浸蚀时间严格控制在30s以精确显露组织特征。最后，使用金相显微镜分析样品显微组织，并通过显微硬度测试获得硬度数据。
表 2 固溶处理工艺参数
| 组号 | 温度 /℃ | 时间 /h | 冷却方式 |
| 1 | 890、900、920 | 1 | AC |
| 2 | 940 | 1 | AC、FC |
| 3 | 960 | 1 | AC、FC |
| 4 | 980 | 1 | AC、FC |
注：AC：air cooling，空冷；FC：furnace cooling，炉冷
表 3 固溶时效处理工艺参数
| 组号 | 固溶热处理 | 时效热处理 | ||||
| 温度 /℃ | 时间 /h | 冷却方式 | 温度 /℃ | 时间 /h | 冷却方式 | |
| 1 | 940、960、980 | 1 | AC | 530 | 6 | AC |
| 2 | 940、960、980 | 1 | FC | 530 | 6 | AC |
| 3 | 960 | 1 | AC | 530 | 1、2、3、6、12、24 | AC |
| 4 | 980 | 1 | FC | 530、650、700、750、800 | 6 | AC |
2、 结果与讨论
2.1 固溶温度对 TC11显微组织的影响
TC11 钛合金试样在（α+β）两相区不同温度下 进行加热保温， 之后分别在空冷和炉冷条件下冷却 至室温，得到的显微组织分别如图 2 和图 3 所示。图 2 表明， 经空冷处理的试样显微组织呈现典型的多 相结构特征，包含初生等轴 α 相晶粒、片层状 α相、 针状马氏体以及 β 基体[10，14-15] 。 随着固溶温度从 940℃升至 980℃， 组织中等轴 α 相体积分数由 69.8% 降低到 37.3%，而 β 基体中次生片层 α 相的厚度逐 渐增大[6，16] ，组织中各相的体积分数和尺寸发生了明 显变化。 这是由于空冷条件下，冷却速度较快，析出 了马氏体相和次生 α 相， 并弥散分布在 β 基体上 [17] 。
图 3 为 TC11经不同固溶温度保温 1h 炉冷后的显微组织。与空冷组织相比，炉冷组织的主要特点是等轴 α 相的尺寸更粗大，排列更加紧密，晶界伴有少量的 β 基体，固溶温度从 940℃升至 980℃，组织中等轴 α 相体积分数由 67.8% 降到 33.2%。在炉冷条件下，冷却速度缓慢，导致大量次生 α 相析出并充分生长，β 基体几乎不可见，晶内 α 相由短变长、由窄变宽，如图 3（a）、（b）所示。而在图 3（c）中，由于温度接近相变点，加热时部分等轴 α 晶粒转化为粗大的 β 晶粒，且由于冷却缓慢，β 晶粒内部的 α 相开始形核长大，形成互相平行的 α 集束，当不同集束相遇时便停止了生长。
2.2 固溶温度、冷却方式对 TC11显微组织的影响
图 4 对比显示了不同固溶方式对钛合金时效组织的影响规律。经 530℃×6h 时效（空冷）处理后，与固溶处理结果相似，在相同的固溶温度下，空冷试样显微组织的 α 相比例明显低于炉冷处理的样品。另外，由于空冷样品的冷却速率较高，β 基体中析出针状马氏体以及次生片层 α 相；而炉冷组织几乎没有 β 基体，仅在晶界处有少量的 β 基体。如图 4（a）~（c）所示，固溶空冷时效后的显微组织呈现典型的三相复合结构，包含初生等轴 α 晶粒、片层状次生 α 相及 β 基体。随固溶温度趋近于 β 转变温度，初生等轴 α 晶粒呈现显著粗化趋势，而其体积分数呈现递减特征。当固溶温度从 940℃升至 980℃时，组织中等轴 α 相体积分数由 67.2% 降到 15%，相反 β 转变组织含量占比则逐渐增加，析出大量的次生 α 相。这是由于接近 β 转变温度时，较大的等轴 α 相晶粒逐渐溶解，冷却时次生 α 相首先在等轴组织与初始 β 基体的界面上形核，并沿着该界面方向扩展。随着热处理过程的进行，在晶界观察到部分次生 α 相形核，并表现出连续粗化特征，促使原本细小的 α 相晶界逐步演化为具有更大尺寸的晶界 α 相。
如图 4（d）~（f）所示，与冷却速度较快的空冷组织相比，炉冷后的组织呈现出排列紧密且粗大的 α 相，且晶界附近伴有少量的 β 基体。随着热处理温度从 940℃升至 980℃，组织中等轴 α 相体积分数从 76% 升至 80%，几乎没有改变；α 相的厚度不断增加，晶内 α 相从短变长，由窄变宽，组织结构变得更加粗大和均匀，而且越靠近相变点，α 相的球化现象越显著。
对比同一固溶温度下不同冷却方式的试样组织可以发现，在空冷条件下，冷却速度较快，β 基体中的次生 α 相缺乏足够的时间转变，因而只能以切变的方式迅速转变为细小的马氏体组织，这些组织均匀地弥散分布在 β 基体中。相反，在炉冷条件下，由于冷却速度较慢，次生 α 相有充足的时间析出并生长，因此几乎无法观察到 β 基体的存在。
2.3 时效时间、时效温度对 TC11显微组织的影响
不同的固溶处理条件下，试样经过不同时间的时效处理后，组织中初生等轴 α 相发生了显著变化。随着时效时间从 1h 升至 24h，组织中等轴 α 相体积分数先从 12% 升至 56%，最后降到 44% 趋于稳定，初生等轴 α 相的晶粒尺寸和含量呈现出先增加后减少，最终趋于稳定的变化趋势。从图 5（a）~（d）可见，随着时效时间延长，初始细小的晶界 α 相逐渐粗化，晶内 α 相尺寸同步增大，呈现明显的粗化趋势，且 α 相体积分数持续增加。当时效时间延长至 12h 时，较大的 α 晶粒开始溶解，基体内的次生 α 相开始析出并进一步长大，形成了长条状的 α 片层组织，如图 5（e）所示。当时效时间进一步延长至 24h 时，β 基体内的细小片层 α 相得到了充分长大并球化，最终形成尺寸较大的等轴 α 组织。
图 6、7 分别为 TC11钛合金经 980℃固溶 1h 后炉冷，随后在 530~800℃时效 6h 后的 OM 和 SEM 显微组织。图 6（a）、图 7（a）为固溶态未时效组织，随着时效温度从 530℃提升至 800℃，初生 α 相的含量和晶粒大小未发生显著变化，如图 6（b）~（f）、图 7（b）~（f）所示。定量分析组织中等轴 α 相的体积分数，其稳定在 80% 左右，几乎没有发生改变。这表明在 530~800℃的时效温度范围内，时效温度对初生 α 相的影响较小。初生 α 相的形态和体积分数主要由固溶处理工艺所决定。
2.4 热处理对 TC11钛合金硬度的影响
使用 HV50 型维氏硬度计对不同热处理试样的硬度进行测量，加载载荷为 100N，每个试样选择 3 个测量点进行测试，测试时间为 20s，最后计算平均硬度值。表 4 为不同热处理制度下 TC11试样的平均硬度值。从表 4 可以看出，固溶温度与冷却方式协同调控硬度：980℃×1h 固溶空冷 + 530℃×6h 时效空冷下，TC11硬度最大，达 472.43HV，较原始态（383.76HV）提升 23.1%；相同固溶温度下空冷的硬度值比炉冷的高。
表 4 不同热处理制度下 TC11试样的平均硬度值
| 编号 | 热处理制度 | 硬度（HV） |
| 1 | 原始态 | 383.76 |
| 2 | 980℃×1h，FC+530℃×6h，AC | 461.76 |
| 3 | 980℃×1h，FC+650℃×6h，AC | 459.70 |
| 4 | 980℃×1h，FC+700℃×6h，AC | 448.96 |
| 5 | 980℃×1h，FC+750℃×6h，AC | 428.53 |
| 6 | 980℃×1h，FC+800℃×6h，AC | 395.13 |
| 7 | 960℃×1h，AC+530℃×1h，AC | 460.20 |
| 8 | 960℃×1h，AC+530℃×2h，AC | 452.90 |
| 9 | 960℃×1h，AC+530℃×4h，AC | 467.63 |
| 10 | 960℃×1h，AC+530℃×6h，AC | 453.21 |
| 11 | 960℃×1h，AC+530℃×12h，AC | 441.06 |
| 12 | 960℃×1h，AC+530℃×24h，AC | 453.90 |
| 13 | 940℃×1h，FC+530℃×6h，AC | 416.03 |
| 14 | 960℃×1h，FC+530℃×6h，AC | 440.21 |
| 15 | 940℃×1h，AC+530℃×6h，AC | 434.93 |
| 16 | 980℃×1h，AC+530℃×6h，AC | 472.43 |
图 8 给出了不同固溶工艺下 530℃时效 6h 空冷后 TC11的显微硬度。结果表明，固溶时效处理的试样硬度受固溶温度和冷却方式影响很大。相同温度下，空冷试样硬度明显高于炉冷试样。结合图 4~6 分析，钛合金显微硬度明显受到合金中组成相含量的影响，随着 β 转变组织含量的增加，硬度呈现明显的上升趋势。进一步分析表明，在 β 相变点以下的加热温度范围内，合金硬度随着热处理冷却速度的增加而增大，同时随着 β 转变组织含量的增多而增大。
图 9 为不同时效时间处理下 TC11的硬度。在 960℃固溶 1h，空冷 + 530℃时效空冷下，随着时效时间延长，TC11合金的显微硬度缓慢波动，表明时效时间对显微硬度的调控作用有限。
图 10 为不同时效温度处理下 TC11的硬度。在 980℃固溶 1h，炉冷 + 不同温度时效空冷下，随时效温度在 530~800℃范围内增加，TC11钛合金的显微硬度逐渐降低，硬度值从 530℃的 462HV 降至 800℃的 395HV。
综上，选择高固溶温度+快速冷却，最大化β基体过饱和度并形成细片层α组织，强化位错与界面协同作用；采用低固溶温度+缓慢冷却，保留较多初生等轴α相以改善塑性，同时避免β基体过度分解。通过精准控制二者可协调α相的含量与β转变组织的形貌，为钛合金构件性能优化提供有效途径。
3、结论
（1）溶温度调控初生α相含量：随固溶温度从940℃升至980℃，初生等轴α相体积分数下降，从69.8%降至37.3%。
（2）固溶冷却方式决定 β 转变组织形貌：空冷条件下冷却速率大，β 相中析出细小片层状 α 相及针状马氏体；炉冷条件下因扩散充分，β 相沿晶界析出排列紧密且粗大的 α 相，几乎无 β 基体残留。快速冷却抑制了 α 相的粗大化，而缓慢冷却为 α 相生长提供了充足时间，导致两者组织形貌差异显著。
（3）时效处理对组织性能影响较弱，时效温度 530~800℃和时效时间 1~24h 对显微组织和硬度的调控作用有限，长时时效仅会使部分 α 相发生一定程度的粗化。随时效温度增大，TC11的硬度逐渐降低。
（4）固溶温度与冷却方式协同调控硬度：980℃×1h 固溶空冷 + 530℃×6h 时效空冷下，TC11硬度最大，达 472.43HV，较原始态（383.76HV）提升 23.1%；相同固溶温度下空冷的硬度比炉冷的高。
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（注，原文标题：热处理工艺对TC11钛合金显微组织演变及硬度的影响研究_刘朝旭）
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