引言

鈦合金因其具備高比強(qiáng)度、無磁性、耐腐蝕等性能，已成為航空航天領(lǐng)域中具有良好發(fā)展?jié)摿σ约皯?yīng)用價(jià)值的結(jié)構(gòu)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(xiàn)，特別適用于制成大型結(jié)構(gòu)鍛件以及寬幅板材[3]。TC11鈦合金是一種廣泛應(yīng)用的α＋β兩相結(jié)構(gòu)鈦合金，具有出色的熱加工適應(yīng)性以及力學(xué)性能，在航空、海洋以及汽車等領(lǐng)域內(nèi)均展現(xiàn)出卓越的應(yīng)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(tǒng)中，TC11鈦合金可用于制造制動盤、制動鼓等關(guān)鍵部件，能夠提高制動系統(tǒng)的效率和安全性。

關(guān)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(jīng)固溶時(shí)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(jīng)固溶處理后的微觀組織與拉伸性能，朱寧遠(yuǎn)等[8]同樣對TC11鈦合金進(jìn)行固溶時(shí)效處理，但主要分析了顯微組織與硬度的關(guān)系。除固溶時(shí)效工藝外，雖有部分學(xué)者對該合金進(jìn)行過退火工藝的研究，但其設(shè)置的退火溫度均以兩相區(qū)溫度為主，鮮有關(guān)于單相區(qū)溫度退火處理的研究。然而在實(shí)際工程生產(chǎn)過程中，由于設(shè)備檢修不及時(shí)、員工操作失誤等因素會導(dǎo)致實(shí)際的加熱溫度高于設(shè)定溫度，即由兩相區(qū)溫度轉(zhuǎn)變?yōu)閱蜗鄥^(qū)溫度。經(jīng)更高的單相區(qū)溫度加熱會導(dǎo)致合金組織產(chǎn)生顯著變化，對力學(xué)性能產(chǎn)生較大的影響，嚴(yán)重影響合金在工程中的應(yīng)用。故進(jìn)行單相區(qū)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(fā)生。

鑒于TC11鈦合金在眾多工程領(lǐng)域的廣泛應(yīng)用，以及其性能優(yōu)化的迫切需求，本文基于現(xiàn)有熱處理研究工藝以及工程研究現(xiàn)狀，選取TC11鈦合金作為研究對象，旨在填補(bǔ)現(xiàn)有研究的空白，通過對兩相區(qū)和單相區(qū)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(yōu)化其在工程實(shí)踐中的表現(xiàn)，而且對于推動鈦合金材料科學(xué)的發(fā)展，特別是在材料設(shè)計(jì)和工藝優(yōu)化方面，具有重要的工程意義。

1、試驗(yàn)

在生產(chǎn)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(chǔ)原料，并嚴(yán)格按照名義成分（Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si）配比進(jìn)行配料準(zhǔn)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(jìn)行3次熔煉，以確保合金成分的均勻分布，再經(jīng)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(jī)對鑄錠進(jìn)行鍛造加工，最終制成直徑為130mm的TC11鈦合金棒材。經(jīng)實(shí)際檢測，合金的具體化學(xué)成分如表1所示。

由于鈦合金在加熱過程中會發(fā)生同素異構(gòu)體轉(zhuǎn)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(guān)重要。通過連續(xù)升溫金相法測得本研究中所用TC11鈦合金的相轉(zhuǎn)變溫度為993℃，以相變點(diǎn)溫度為依據(jù)，分別設(shè)置兩相區(qū)溫度（940℃、960℃、980℃）以及單相區(qū)溫度（1000℃）對合金進(jìn)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(jìn)行冷卻處理。

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

同時(shí)，按照GB/T228.1-2010標(biāo)準(zhǔn)制備拉伸試樣，拉伸試樣加工尺寸如圖1所示，設(shè)置加載速率為1mm/min，在INSTRON（3400-34ＭＴ）萬能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)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(jìn)行。

2、試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1　顯微組織

圖2展示了TC11鈦合金經(jīng)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(jīng)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(shí)初生α相體積分?jǐn)?shù)約為47％。合金加熱完成后，其冷卻過程中通常產(chǎn)生兩種物相轉(zhuǎn)變：β→α′相以及β→α相，并伴隨生成一定量的亞穩(wěn)定β相。其中，當(dāng)冷卻速率較快時(shí)（如水冷），β相以快速切變方式進(jìn)行轉(zhuǎn)變，最終形成具有六方馬氏體晶體結(jié)構(gòu)的α′相。由于本試驗(yàn)采用空冷的方式進(jìn)行冷卻，其整個(gè)過程冷卻速率較慢，在當(dāng)前條件下并未形成α′相，即組織中細(xì)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(fā)現(xiàn)顯微組織中初生α相略有減少，體積分?jǐn)?shù)約為39％，但整體形貌并無顯著改變。隨著退火溫度繼續(xù)增加到980℃后，此時(shí)組織中析出的次生α相數(shù)量顯著增加，初生α相的體積與含量均明顯減少，體積分?jǐn)?shù)約為18％。進(jìn)一步提高退火溫度至1000℃時(shí)，組織中有粗大β晶粒出現(xiàn)，且初生α相完全消失，體積分?jǐn)?shù)約為0，這是因?yàn)橥嘶饻囟瘸^相變點(diǎn)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(xì)小的α相優(yōu)先溶解，隨后發(fā)生溶解的是體積較大的α相。

基體中α穩(wěn)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(jīng)低溫退火后，組織中β相具有較高的穩(wěn)定性，這是由于此時(shí)β相內(nèi)部的α穩(wěn)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(fā)生擴(kuò)散，限制了β→α相的轉(zhuǎn)變，即次生α相數(shù)量較少。然而，α穩(wěn)定元素在β相內(nèi)的含量隨著退火溫度提高而增加。在此條件下進(jìn)行冷卻處理，會限制α穩(wěn)定元素?cái)U(kuò)散的能力[10]，此時(shí)的β相通過擴(kuò)散機(jī)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(jīng)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(jīng)940℃及960℃退火處理后，合金表現(xiàn)出較為相近的強(qiáng)度水平，抗拉強(qiáng)度分別為992Mpa與1001Mpa。繼續(xù)升高退火溫度至980℃，合金強(qiáng)度有較為明顯的增加，抗拉強(qiáng)度由1001Mpa增加到1115Mpa，增加約11.4％。在達(dá)到1000℃退火溫度時(shí)，合金強(qiáng)度得到了進(jìn)一步提升，抗拉強(qiáng)度由1115Mpa增加到1128Mpa，增加約1.2％。但與此同時(shí)，其塑性表現(xiàn)卻出現(xiàn)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(qiáng)度在退火溫度為1000℃時(shí)達(dá)到最大值，此時(shí)抗拉強(qiáng)度Ｒｍ達(dá)到1128Mpa，屈服強(qiáng)度Ｒｐ0.2達(dá)到1012Mpa。合金的塑性在退火溫度為940℃時(shí)達(dá)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(xiàn)的變化規(guī)律為：合金的強(qiáng)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(jīng)退火處理后的微觀結(jié)構(gòu)演變進(jìn)行解釋。合金經(jīng)940℃與960℃低溫退火處理后，此時(shí)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(diào)整，從而使得該階段合金表現(xiàn)出塑性較高而強(qiáng)度相對較低的特性[11]。

然而，合金經(jīng)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(shí)，并伴隨大量細(xì)小均勻的次生α相析出。此時(shí)，由于次生α相內(nèi)部易于形成位錯(cuò)塞積現(xiàn)象，在拉伸過程中，當(dāng)位錯(cuò)在其內(nèi)部滑移時(shí)，需要更大的外力克服障礙，進(jìn)而提高了合金的強(qiáng)度[12]。與此同時(shí)，隨著退火溫度升高，合金組織中出現(xiàn)了粗大的β晶粒，晶界位置在拉伸過程中發(fā)生應(yīng)力集中，在外力不斷作用下，有微小空洞產(chǎn)生并擴(kuò)散，這會加快裂紋的孕育與擴(kuò)展速度，隨著這些裂紋活動的加劇，最終導(dǎo)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(jīng)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(jīng)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(xiàn)為由大量的韌窩（位置Ｃ）形貌構(gòu)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(jìn)行塑性變形的過程中，組織內(nèi)的位錯(cuò)滑移在快速應(yīng)變的條件下產(chǎn)生應(yīng)力集中，而該區(qū)域也會誘發(fā)微孔形核。由于位錯(cuò)間相互作用力隨著拉伸的持續(xù)進(jìn)行而不斷減弱，位錯(cuò)源在微孔內(nèi)部進(jìn)入少量位錯(cuò)的作用下被再次激活。由于不斷有新的位錯(cuò)在塑性變形過程中產(chǎn)生，這些新位錯(cuò)也會相繼涌入微孔，促使微孔逐漸擴(kuò)大，而韌窩形貌就是在大量微孔擴(kuò)展并連通至斷口位置時(shí)所留下的痕跡。

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

當(dāng)合金經(jīng)980℃與1000℃退火處理后，觀察此時(shí)拉伸斷口，其微觀結(jié)構(gòu)發(fā)生了顯著變化。相較于退火溫度較低的拉伸斷口特征，此時(shí)韌窩的尺寸以及數(shù)量明顯減少，并且出現(xiàn)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(zhuǎn)變?yōu)閹r石狀，這一斷裂形態(tài)的變化揭示了合金強(qiáng)度的增強(qiáng)，同時(shí)伴隨著塑性的減弱。故在較高退火溫度條件下，合金內(nèi)部的微觀組織演變導(dǎo)致其力學(xué)性能發(fā)生轉(zhuǎn)變，從高塑性向高強(qiáng)度方向發(fā)展，反映在斷口形貌上則表現(xiàn)為韌窩數(shù)量的減少以及脆性斷裂特征的增多。

3、結(jié)論

（1）經(jīng)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(qū)（1000℃）時(shí)，組織中出現(xiàn)較大尺寸的β晶粒。

（2）合金強(qiáng)度隨退火溫度的升高而增加，但塑性則與強(qiáng)度呈現(xiàn)相反的變化趨勢。強(qiáng)度在退火溫度為1000℃時(shí)達(dá)到最大值，此時(shí)抗拉強(qiáng)度達(dá)到1128Mpa，屈服強(qiáng)度達(dá)到1012Mpa。塑性在退火溫度為940℃時(shí)達(dá)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(jīng)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(gòu)成，且伴有局部解離小平面，而經(jīng)高溫（960℃、1000℃）退火處理后的斷口出現(xiàn)了清晰的解理臺階與撕裂棱形貌，斷口形貌轉(zhuǎn)變?yōu)閹r石狀。

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