引言

鈦合金因其具備高比強度、無磁性、耐腐蝕等性能，已成為航空航天領域中具有良好發展潛力以及應用價值的結構功能性材料[1-2]。相較于α型以及β型鈦合金，α＋β型兩相鈦合金在塑性加工便利性上具有更為出色的表現，特別適用于制成大型結構鍛件以及寬幅板材[3]。TC11鈦合金是一種廣泛應用的α＋β兩相結構鈦合金，具有出色的熱加工適應性以及力學性能，在航空、海洋以及汽車等領域內均展現出卓越的應用潛力[4-5]。此外，由于TC11鈦合金還具有良好的耐磨性和抗腐蝕性，在制動系統中，TC11鈦合金可用于制造制動盤、制動鼓等關鍵部件，能夠提高制動系統的效率和安全性。

關于TC11鈦合金熱處理工藝的研究較多，如張明玉等[6]研究了TC11鈦合金經固溶時效工藝處理后的微觀組織與沖擊性能，同曉樂等[7]研究了TC11鈦合金經固溶處理后的微觀組織與拉伸性能，朱寧遠等[8]同樣對TC11鈦合金進行固溶時效處理，但主要分析了顯微組織與硬度的關系。除固溶時效工藝外，雖有部分學者對該合金進行過退火工藝的研究，但其設置的退火溫度均以兩相區溫度為主，鮮有關于單相區溫度退火處理的研究。然而在實際工程生產過程中，由于設備檢修不及時、員工操作失誤等因素會導致實際的加熱溫度高于設定溫度，即由兩相區溫度轉變為單相區溫度。經更高的單相區溫度加熱會導致合金組織產生顯著變化，對力學性能產生較大的影響，嚴重影響合金在工程中的應用。故進行單相區溫度退火處理具有重要工程研究意義，能夠有效避免工程事故發生。

鑒于TC11鈦合金在眾多工程領域的廣泛應用，以及其性能優化的迫切需求，本文基于現有熱處理研究工藝以及工程研究現狀，選取TC11鈦合金作為研究對象，旨在填補現有研究的空白，通過對兩相區和單相區溫度退火處理的深入探討，探索其對微觀組織形貌和拉伸性能的影響。研究成果不僅有助于提高TC11鈦合金的性能，優化其在工程實踐中的表現，而且對于推動鈦合金材料科學的發展，特別是在材料設計和工藝優化方面，具有重要的工程意義。

1、試驗

在生產TC11鈦合金的過程中，選用小顆粒海綿鈦以及中間合金作為基礎原料，并嚴格按照名義成分（Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si）配比進行配料準備。隨后通過布料和壓制工藝制備出自耗電極，并通過真空自耗電弧爐進行3次熔煉，以確保合金成分的均勻分布，再經扒皮探傷等工藝制成直徑為720mm的鈦合金鑄錠。采用自由鍛造機對鑄錠進行鍛造加工，最終制成直徑為130mm的TC11鈦合金棒材。經實際檢測，合金的具體化學成分如表1所示。

表 1 鈦合金的化學成分（質量分數）

由于鈦合金在加熱過程中會發生同素異構體轉變，故其相變溫度的精確測定對于合理制定熱處理工藝至關重要。通過連續升溫金相法測得本研究中所用TC11鈦合金的相轉變溫度為993℃，以相變點溫度為依據，分別設置兩相區溫度（940℃、960℃、980℃）以及單相區溫度（1000℃）對合金進行退火處理，具體退火熱處理制度如表2所示，其中ＡＣ表示合金加熱完成后采用室溫冷卻的方式進行冷卻處理。

表 2 退火處理制度

完成上述熱處理步驟后，對退火后的合金樣本進行取樣，用于后續的微觀組織觀察及拉伸性能測試。首先，金相試樣經過粗細磨、拋光并使用體積比為HF∶HNO₃∶H₂O＝1∶3∶6的腐蝕液進行侵蝕等預處理步驟。隨后，采用Ziess（ＡｘｉｏＶｅｒｔ.Ａ1）光學顯微鏡對腐蝕后的合金微觀組織進行詳細觀察。

同時，按照ＧＢ／Ｔ228.1—2010標準制備拉伸試樣，拉伸試樣加工尺寸如圖1所示，設置加載速率為1mm/min，在INSTRON（3400-34ＭＴ）萬能材料試驗機上進行拉伸性能測試。此外，無論是微觀組織觀察還是拉伸性能測試，均沿棒材的縱向方向進行。

2、試驗結果與討論

2.1　顯微組織

圖2展示了TC11鈦合金經不同退火溫度處理后的顯微組織形貌，從中可以觀察到，合金經940℃退火處理后，大量初生α相（位置Ａ）以及針狀α相（位置Ｂ）在組織中均勻分布，此時初生α相體積分數約為47％。合金加熱完成后，其冷卻過程中通常產生兩種物相轉變：β→α′相以及β→α相，并伴隨生成一定量的亞穩定β相。其中，當冷卻速率較快時（如水冷），β相以快速切變方式進行轉變，最終形成具有六方馬氏體晶體結構的α′相。由于本試驗采用空冷的方式進行冷卻，其整個過程冷卻速率較慢，在當前條件下并未形成α′相，即組織中細小針狀形貌的α相為次生α相[9]。隨著退火溫度上升至960℃，發現顯微組織中初生α相略有減少，體積分數約為39％，但整體形貌并無顯著改變。隨著退火溫度繼續增加到980℃后，此時組織中析出的次生α相數量顯著增加，初生α相的體積與含量均明顯減少，體積分數約為18％。進一步提高退火溫度至1000℃時，組織中有粗大β晶粒出現，且初生α相完全消失，體積分數約為0，這是因為退火溫度超過相變點所致。整體來看，初生α相的含量在退火溫度逐步升高的過程中不斷減少，這表明合金在加熱升溫的過程中，首先是細小的α相優先溶解，隨后發生溶解的是體積較大的α相。

基體中α穩定化元素含量及冷卻速率均會影響組織中次生α相的形成。合金經低溫退火后，組織中β相具有較高的穩定性，這是由于此時β相內部的α穩定化元素含量較少所致。合金在隨后的冷卻階段，組織中β相主要被限制在初生α相的界面處發生擴散，限制了β→α相的轉變，即次生α相數量較少。然而，α穩定元素在β相內的含量隨著退火溫度提高而增加。在此條件下進行冷卻處理，會限制α穩定元素擴散的能力[10]，此時的β相通過擴散機制促使更多的次生α相有效析出。

2.2　拉伸性能

圖3展示了TC11鈦合金經不同退火溫度處理后的拉伸性能變化趨勢。從圖中可以得出，經940℃及960℃退火處理后，合金表現出較為相近的強度水平，抗拉強度分別為992MPa與1001MPa。繼續升高退火溫度至980℃，合金強度有較為明顯的增加，抗拉強度由1001MPa增加到1115MPa，增加約11.4％。在達到1000℃退火溫度時，合金強度得到了進一步提升，抗拉強度由1115MPa增加到1128MPa，增加約1.2％。但與此同時，其塑性表現卻出現了大幅度的下滑，斷后伸長率由最初的21％降低至2％，降低約90％。即合金的強度在退火溫度為1000℃時達到最大值，此時抗拉強度Ｒｍ達到1128MPa，屈服強度Ｒｐ0.2達到1012MPa。合金的塑性在退火溫度為940℃時達到最大值，其中斷裂后伸長率Ａ為21％，斷面收縮率Ｚ為32％。故TC11鈦合金的拉伸性能總體呈現的變化規律為：合金的強度隨著退火溫度的升高而增加，而塑性則隨退火溫度升高而下降。

對于合金拉伸性能的變化，可以從合金經退火處理后的微觀結構演變進行解釋。合金經940℃與960℃低溫退火處理后，此時組織中存在大量初生α相，初生α相中具有更多可開動的滑移系，有利于變形初期滑移的啟動和塑性調整，從而使得該階段合金表現出塑性較高而強度相對較低的特性[11]。

然而，合金經980℃與1000℃的較高退火溫度處理后，在初生α相的含量減少以及消失的同時，并伴隨大量細小均勻的次生α相析出。此時，由于次生α相內部易于形成位錯塞積現象，在拉伸過程中，當位錯在其內部滑移時，需要更大的外力克服障礙，進而提高了合金的強度[12]。與此同時，隨著退火溫度升高，合金組織中出現了粗大的β晶粒，晶界位置在拉伸過程中發生應力集中，在外力不斷作用下，有微小空洞產生并擴散，這會加快裂紋的孕育與擴展速度，隨著這些裂紋活動的加劇，最終導致合金的塑性性能大幅度下降。

2.3　拉伸斷口形貌

圖4展示了經不同退火溫度處理后的TC11鈦合金拉伸斷口形貌，可以看出，合金經940℃與960℃退火處理后的斷口形貌具有較高的相似性，主要表現為由大量的韌窩（位置Ｃ）形貌構成，且在斷口中伴有局部解離小平面（位置Ｄ）特征形貌。拉伸試樣在進行塑性變形的過程中，組織內的位錯滑移在快速應變的條件下產生應力集中，而該區域也會誘發微孔形核。由于位錯間相互作用力隨著拉伸的持續進行而不斷減弱，位錯源在微孔內部進入少量位錯的作用下被再次激活。由于不斷有新的位錯在塑性變形過程中產生，這些新位錯也會相繼涌入微孔，促使微孔逐漸擴大，而韌窩形貌就是在大量微孔擴展并連通至斷口位置時所留下的痕跡。

通常情況下，合金具有較高的塑性時，其拉伸斷口中的韌窩深度較大且數量較多，而當合金具有較差的塑性時，斷口中韌窩較淺且數量較少。結合圖4（ａ）與圖4（ｂ）的觀察結果，可以判斷此時合金的塑性性能較高，這一結論與之前從圖3中得出的強度與塑性的變化趨勢相吻合。

當合金經980℃與1000℃退火處理后，觀察此時拉伸斷口，其微觀結構發生了顯著變化。相較于退火溫度較低的拉伸斷口特征，此時韌窩的尺寸以及數量明顯減少，并且出現了清晰的解理臺階（位置Ｅ）與撕裂棱（位置Ｆ）形貌，斷口表面散布著大量微小的韌窩，斷口形貌轉變為巖石狀，這一斷裂形態的變化揭示了合金強度的增強，同時伴隨著塑性的減弱。故在較高退火溫度條件下，合金內部的微觀組織演變導致其力學性能發生轉變，從高塑性向高強度方向發展，反映在斷口形貌上則表現為韌窩數量的減少以及脆性斷裂特征的增多。

3、結論

（1）經低溫（940℃、960℃）退火處理后，合金的組織主要包含初生α相以及次生α相，退火溫度升高（980℃）使初生α相含量減少并消失，而次生α相的含量不斷增多，且退火溫度為單相區（1000℃）時，組織中出現較大尺寸的β晶粒。

（2）合金強度隨退火溫度的升高而增加，但塑性則與強度呈現相反的變化趨勢。強度在退火溫度為1000℃時達到最大值，此時抗拉強度達到1128MPa，屈服強度達到1012MPa。塑性在退火溫度為940℃時達到最大值，其中斷裂后伸長率為21％，斷面收縮率為32％。

（3）合金經低溫（940℃、960℃）退火處理后的斷口形貌主要由大量的韌窩形貌構成，且伴有局部解離小平面，而經高溫（960℃、1000℃）退火處理后的斷口出現了清晰的解理臺階與撕裂棱形貌，斷口形貌轉變為巖石狀。

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（注，原文標題：退火溫度對TC11鈦合金組織與拉伸性能的影響）

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