鈦及鈦合金具有低熱導(dǎo)率、低膨脹系數(shù)、高韌性 以及耐低溫等優(yōu)點(diǎn)，在低溫發(fā)動(dòng)機(jī)、低溫超導(dǎo)零部件、 海洋工程、 航空發(fā)動(dòng)機(jī)等領(lǐng)域均有大量應(yīng)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(xué)性能[3-4] ，其可用于制造飛 機(jī)、發(fā)動(dòng)機(jī)、直升機(jī)等航空航天器的結(jié)構(gòu)件和零部件， 也可用于制造石油化工設(shè)備中的反應(yīng)器、換熱器、管 道等部件，其優(yōu)異的力學(xué)性能在未來(lái)有望在其他領(lǐng)域 得到更廣泛的應(yīng)用。

因?yàn)門C11鈦合金的廣泛應(yīng)用，目前對(duì)該合金的 研究也十分多樣性，例如白鷺等[5] 研究了時(shí)效對(duì)熱旋 壓TC11鈦合金組織及性能的影響，發(fā)現(xiàn)TC11鈦合金 經(jīng)雙重退火處理后，經(jīng)熱旋壓后合金的抗拉強(qiáng)度與硬 度值明顯提高，當(dāng)再進(jìn)行一次時(shí)效處理后，合金抗拉 強(qiáng)度和硬度得到進(jìn)一步提高。 陳軍紅等[6] 研究了 TC11鈦合金應(yīng)變率相關(guān)的拉伸行為，發(fā)現(xiàn)TC11鈦合 金的屈服強(qiáng)度隨著應(yīng)變速率的提高而增大，無(wú)論處于 準(zhǔn)靜態(tài)或者動(dòng)態(tài)拉伸條件下，合金均產(chǎn)生剪切斷裂， 但韌窩尺寸有所差別。 而關(guān)于TC11熱處理的研究也 較多，例如岳旭等[7] 研究時(shí)效溫度對(duì)TC11鈦合金組織與力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)經(jīng)時(shí)效處理后，組織中析 出較多α_s相，且時(shí)效溫度升高會(huì)導(dǎo)致合金強(qiáng)度升高， 塑性降低。 朱寧遠(yuǎn)等[8] 研究了固溶時(shí)效處理對(duì) TC11 鈦合金顯微組織和硬度的影響，發(fā)現(xiàn)固溶溫度的高度 會(huì)影響初生 α 相含量，固溶時(shí)間會(huì)影響晶界 α 相尺 寸，固溶溫度的增加會(huì)使硬度呈現(xiàn)先降低再趨于穩(wěn)定 的趨勢(shì)。

雖然關(guān)于TC11鈦合金的研究較多，但熱處理仍 是工程應(yīng)用中最常見(jiàn)的工藝，而固溶時(shí)效則是熱處理 工藝中最為常用的方法。 關(guān)于對(duì)TC11鈦合金固溶時(shí) 效的研究中[8-10] ，目前主流的固溶溫度區(qū)間均為兩相 區(qū)溫度，而關(guān)于單相區(qū)溫度的固溶處理少有報(bào)道，故 本文根據(jù)目前研究現(xiàn)狀以及工程應(yīng)用，分別設(shè)置單相 區(qū)與兩相區(qū)溫度對(duì)TC11鈦合金進(jìn)行固溶處理，隨后 進(jìn)行時(shí)效處理，以探究TC11鈦合金經(jīng)不同固溶時(shí)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(yīng)用做出理論參考。

1、試驗(yàn)方案與材料

本研究的試驗(yàn)材料是直徑為130mm的TC11鈦合金棒材,通過(guò)Avio500型等離子體發(fā)射光譜儀對(duì)原材料進(jìn)行了化學(xué)成分分析,結(jié)果顯示其具體化學(xué)成分的質(zhì)量分?jǐn)?shù)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(guò)連續(xù)升溫金相法測(cè)試試驗(yàn)材料的相變點(diǎn)溫度為993℃。

表1固溶時(shí)效工藝參數(shù)

根據(jù)合金的相變點(diǎn)溫度，設(shè)置包含兩相區(qū)以及單相區(qū)的固溶溫度，隨后設(shè)置固定的時(shí)效溫度進(jìn)行時(shí)效處理。具體固溶時(shí)效熱處理制度見(jiàn)表1,其中WC代表加熱結(jié)束后進(jìn)行水冷,AC代表加熱結(jié)束后進(jìn)行空冷,合金的固溶時(shí)效使用HB-2X型箱式電阻爐進(jìn)行加熱處理。待合金經(jīng)不同溫度的固溶時(shí)效處理后，使用線切割對(duì)合金進(jìn)行切割處理,隨后進(jìn)行室溫拉伸性能測(cè)試并使用拉伸試樣的尾部位置進(jìn)行微觀組織形貌觀察。關(guān)于合金的微觀組織形貌觀察，首先通過(guò)不同目數(shù)的砂紙進(jìn)行粗磨,再進(jìn)行細(xì)磨、機(jī)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(jìn)行腐蝕處理,最后在型號(hào)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(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行測(cè)試,測(cè)試標(biāo)準(zhǔn)依據(jù)GB/T228.1-2010中相關(guān)規(guī)定執(zhí)行。拉伸測(cè)試完成后，使用超聲波清洗儀對(duì)拉伸斷口進(jìn)行去雜質(zhì)處理,并在ZEISS Supra型掃描電子顯微下進(jìn)行拉伸斷口形貌觀察與分析。

2、試驗(yàn)結(jié)果分析

2.1微觀組織分析

圖1為TC11鈦合金經(jīng)不同固溶時(shí)效溫度處理后的微觀組織形貌。在固溶溫度為940℃時(shí)(圖1(a)),合金的微觀組織類型為雙態(tài)組織,其主要由初生α相(位置A)以及β轉(zhuǎn)變組織(位置B)構(gòu)成,在β轉(zhuǎn)變組織內(nèi)部存在大量形貌細(xì)小的次生α相,而初生α相形貌以長(zhǎng)條狀為主,并伴有少量等軸狀形貌。在固溶溫度升高的過(guò)程中(圖1(b)(c)),發(fā)現(xiàn)組織形貌出現(xiàn)較為明顯的變化,其中初生α相體積與含量均不斷減少。當(dāng)固溶溫度升高至1000℃時(shí)(圖1(d)),發(fā)現(xiàn)初生α相完全消失,組織中出現(xiàn)粗大的β晶粒,且析出更多的次生α相,此時(shí)的組織類型轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)片層β轉(zhuǎn)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(guò)程中，合金組織中α相含量不斷越少，其原因是合金在經(jīng)加熱后，組織中α相會(huì)發(fā)生部分溶解，從而減少了α相的含量。當(dāng)合金加熱到單相區(qū)溫度時(shí)，組織β相開(kāi)始大量生成，α相完全溶解。其在轉(zhuǎn)變過(guò)程中，α相和β相的晶格參數(shù)基本保持一致，即兩相之間存在晶格匹配。在相變過(guò)程中，α相晶格中的原子會(huì)發(fā)生位移和重新排列，形成新的晶格結(jié)構(gòu),最終轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪郲11]。

在固溶階段，加熱過(guò)程會(huì)使得合金中的溶質(zhì)元素溶解到β相中。這個(gè)過(guò)程有助于溶質(zhì)元素的均勻分布，并為后續(xù)析出過(guò)程創(chuàng)造條件。冷卻過(guò)程會(huì)將固溶處理后的合金快速冷卻到室溫，這個(gè)過(guò)程有助于形成過(guò)飽和的固溶體，為次生α相的析出提供了條件[12]。在時(shí)效處理過(guò)程中，由于合金處于過(guò)飽和狀態(tài)，溶質(zhì)元素會(huì)從固溶體中析出并形成次生α相,這個(gè)過(guò)程涉及到溶質(zhì)元素在β相中的擴(kuò)散和凝聚，最終形成穩(wěn)定的次生α相,其中固溶階段溫度越高,形成的過(guò)飽和固溶體中包含溶質(zhì)元素越多，時(shí)效過(guò)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(jīng)不同固溶時(shí)效溫度處理后的室溫拉伸性能。在時(shí)效溫度確定，固溶溫度改變的條件下,合金的強(qiáng)度隨固溶溫度升高而逐漸增加,其抗拉強(qiáng)度Rm由1348MPa升至1509MPa,屈服強(qiáng)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(zhǎng)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(guò)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?yàn)闊o(wú)序分布，這也使得其晶體結(jié)構(gòu)存在較多的晶界和位錯(cuò)。晶界是晶體中兩個(gè)晶粒之間的邊界，而位錯(cuò)是晶體中的一種缺陷，這些晶界和位錯(cuò)可以為滑移提供更多的“路徑”，使得滑移發(fā)生更加容易。晶界和位錯(cuò)的存在還可以吸收和儲(chǔ)存應(yīng)力能量，從而減小局部應(yīng)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(wú)序分布使其能夠激活多種類型的滑移系統(tǒng)，并通過(guò)增加滑移面密度、滑移方向多樣性、晶界和位錯(cuò)的存在來(lái)協(xié)調(diào)塑性變形，這種協(xié)調(diào)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(duì)合金塑性起到促進(jìn)作用，即初生α相含量越多，合金塑性越好，而當(dāng)初生α相含量減少時(shí)，合金塑性不斷降低。

組織中次生α相則起到強(qiáng)化的效果，其強(qiáng)化作用從兩個(gè)方面體現(xiàn)，首先是晶體取向強(qiáng)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(jié)構(gòu)在宏觀上體現(xiàn)出方向性。這種方向性可以限制位錯(cuò)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(nèi)聚力，減少晶界的位錯(cuò)堆積，從而高合金的強(qiáng)度。其次形貌細(xì)小的次生α相具有一定的晶粒細(xì)化效果,次生α相的形成通常

伴隨著晶粒的細(xì)化，晶粒細(xì)化能夠增加晶界的數(shù)量，使得組織中存在更多的晶界，從而有效阻礙位錯(cuò)的移動(dòng)。細(xì)小晶粒之間的晶界能夠吸收和分散應(yīng)力防止位錯(cuò)擴(kuò)散和晶界滑移，從提高合金的強(qiáng)度，即次生α相含量越多，合金強(qiáng)度越高[14]。

2.3拉伸斷裂微觀形貌分析

圖3展示了經(jīng)過(guò)不同固溶時(shí)效溫度處理后的TC11鈦合金拉伸斷口的微觀形貌。發(fā)現(xiàn)合金經(jīng)兩相區(qū)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(dāng)固溶溫度升至單相區(qū)后(圖3(d)),斷口形貌由韌窩轉(zhuǎn)變?yōu)閹r石狀形貌。韌窩的形成是合金拉伸斷裂過(guò)程中出現(xiàn)的一種普遍現(xiàn)象，當(dāng)合金受到拉應(yīng)力作用時(shí)，斷裂開(kāi)始在最薄弱的部位(缺陷、裂紋等)發(fā)生，然后逐漸擴(kuò)展。在整個(gè)拉伸斷裂過(guò)程中，分子之間發(fā)生斷裂并形成斷口,當(dāng)斷裂繼續(xù)擴(kuò)展時(shí),合金中的纖維結(jié)構(gòu)和晶粒也會(huì)受到影響，導(dǎo)致斷口周圍的韌窩形成。韌窩數(shù)量越多且尺寸越大則意味著在斷裂時(shí)產(chǎn)生了更多的能量耗散，使得組織在受應(yīng)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(jīng)兩相區(qū)溫度固溶處理后的塑性較單相區(qū)溫度要高，這與圖2中拉伸性能趨勢(shì)一致。

除韌窩形貌外，發(fā)現(xiàn)在斷口中還存在一定數(shù)量的微裂紋(位置D),這是因?yàn)榻?jīng)時(shí)效處理后的組織中存在大量細(xì)小次生α相,其會(huì)有效減緩裂紋的擴(kuò)展速度,且裂紋與次生α相相遇后,次生α相的周圍會(huì)發(fā)生一定晶界滑移并在晶界位置出現(xiàn)應(yīng)力集中，在應(yīng)力作用下最終形成微裂紋。此外，發(fā)現(xiàn)在固溶溫度升高的整個(gè)過(guò)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(qiáng)度,且撕裂棱也可以作為有效的位錯(cuò)源,阻礙晶界滑移和斷裂的傳播，進(jìn)而增加合金的強(qiáng)度。

3、結(jié)論

(1)在固溶溫度為兩相區(qū)時(shí),合金的微觀組織類型為雙態(tài)組織,其組織主要由初生α相以及β轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成，初生α相形貌以長(zhǎng)條狀為主，并伴有少量等軸狀形貌。固溶溫度升單相區(qū)后，組織中初生α相完全消失并出現(xiàn)粗大的β晶粒,組織類型轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)片層β轉(zhuǎn)變組織。

(2)在時(shí)效溫度確定，固溶溫度改變的條件下，合金的強(qiáng)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(qū)向單相區(qū)轉(zhuǎn)變的過(guò)程中，拉伸斷口形貌由韌窩形貌向巖石狀相貌轉(zhuǎn)變,且整個(gè)過(guò)程中的撕裂棱形貌逐漸明顯。

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（注，原文標(biāo)題：固溶時(shí)效處理對(duì)TC11鈦合金組織與拉伸性能的影響）

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