發布日期：2026-4-8 16:37:04
鈦及鈦合金因其獨特的綜合性能而備受關 注，該材料不僅具有無磁特性，還展現出優異的生 物相容性、卓越的耐腐蝕性能以及出色的低溫耐 受性［1-2］。這些特性使其在多個重要領域獲得廣 泛應用，包括軍工裝備、醫療器械、海洋工程以及 化學工業等［3-4］。TC11鈦合金作為一種典型兩相 型鈦合金，該合金通過添加 Al、Mo、Zr 等合金元 素，顯著提升了合金的力學性能［5］。TC11鈦合金 具有優異的力學性能，因此在航空設備、艦船制造 等領域中獲得了大規模應用［6］。
由于TC11鈦合金中包含多種合金元素，故熱處理是強化該合金的主要手段之一。馬雪芳等［7］研究了退火溫度對TC11鈦合金組織與拉伸性能的影響; 王曉亮等［8］研究了不同退火組織對TC11鈦合金動態沖擊性能的影響; 張明玉等［9］研究了固溶時效處理對TC11鈦合金組織與沖擊性能的影響。目前，關于TC11鈦合金熱處理的研究已較為豐富，但針對其冷卻方式的影響卻鮮有報道。且現有研究主要集中在熱處理溫度對合金組織演變、物相構成及力學性能的影響，而關于熱處理參數( 如冷卻速率等) 對TC11鈦合金織構的調控機制尚未得到系統探索。為此，本文以 TC11 鈦合金為研究對象，通過對其開展不同冷卻方式熱處理，系統研究冷卻工藝對合金顯微組織、織構及拉伸性能的影響規律。該研究不僅可為TC11鈦合金熱處理工藝的優化提供理論依據和數據支撐，還能填補冷卻方式對鈦合金織構影響研究的空白，對提升航空航天等領域關鍵部件的性能一致性及可靠性具有重要的工程應用價值。
1、試驗材料與方法
本試驗采用的材料為 TC11 鈦合金熱軋板材，其厚度為 50 mm。首先以高純海綿鈦為基體，添加中間合金作為合金化元素，采用真空自耗電弧熔煉進行熔煉得到鑄錠，隨后通過多道次熱鍛工藝將鑄錠加工成板坯，最后經多火次軋制加工，制成厚度為 50 mm 板材。經電感耦合等離子體原子發射光譜 (ICP-AES) 測定，合金的化學成分 (質量分數) 為：6.61% Al、3.11% Mo、1.32% Zr、0.14% Fe、0.31% Si、0.12% O、Ti 余量。采用差示掃描量熱法 (DSC) 結合金相觀察法測定合金的相變溫度，結果顯示 TC11 鈦合金的相變點溫度為 983℃。
基于測定的相變點，選擇在兩相區溫度 950℃下進行 2 h 的加熱處理。熱處理在 KSL-1700X 型箱式電阻爐中進行，爐溫控制精度為 ±2℃，升溫速度為 10℃/min。熱處理完成后，分別采用水淬 (Water Quenching，WQ)、空冷 (Air Cooling，AC) 以及爐冷 (Furnace Cooling，FC) 三種不同的冷卻方式對試樣進行冷卻。熱處理完成后，試樣經機械拋光后用 Kroll 試劑 (3% HF + 6% HNO₃+91% H₂O) 進行腐蝕，隨后分別采用 Axiocam 506 型光學顯微鏡 (OM) 以及 Thermo Scientific Apreo 2 型掃描電子顯微鏡 (SEM) 對處理后的試樣進行顯微組織觀察，并采用掃描電子顯微鏡自帶的鏡頭對試樣進行 EBSD 測試。試樣采用電解拋光，拋光液配比體積分數為：6% 的高氯酸 + 35% 的正丁醇 + 59% 的甲醇混合溶液。拋光過程中，拋光液溫度控制在 - 25℃左右、工作電壓為 20 V、電流密度為 0.3 A/cm²、電解時間為 40 s、掃描步長為 1 μm。力學性能測試方面，使用 MHVD-30AP 型數顯硬度計進行維氏硬度測試，載荷 5 kg (HV5)，每個試樣取 5 個不同位置測量取平均值；在 CMT5205 型電子萬能試驗機上進行室溫拉伸試驗，拉伸速率為 1 mm/min，按照 GB/T 228.1-2021《金屬材料 拉伸試驗 第 1 部分：室溫試驗方法》加工拉伸試樣。
2、試驗結果與分析
2.1 微觀組織
圖 1 展示了 TC11 鈦合金經不同冷卻方式處理后的顯微組織演變特征。通過對比分析發現，冷卻速率的差異顯著影響了合金的微觀組織形貌。在水淬條件下，由于極高的冷卻速率，合金組織除初生 α 相外 (位置 A)，同時出現大量細針狀的六方馬氏體 α' 相 (位置 B)，形成典型的雙態組織，該組織轉變源于快速冷卻過程中 β 相的非擴散型相變，導致過飽和固溶體的形成。空冷處理后的組織呈現過渡性特征，由于中等冷卻速率，相變機制轉變為擴散型為主導。組織中除了初生 α 相外，次生 α 相 (位置 C) 以條狀形貌析出，其與殘余 β 相共同構成 β 轉變組織。進一步觀察發現，次生 α 相的形核與長大過程受冷卻速率控制，其尺寸明顯大于水淬條件下形成的馬氏體 α' 相。爐冷處理展現出完全擴散控制的組織演變特征。極低的冷卻速率為相變提供了充分的熱力學條件，相比于水淬和空冷，組織中初生 α 相出現顯著粗化，而次生 α 相 (位置 D) 以細棒狀形貌在初生 α 相晶界處優先析出，最終形成典型的等軸組織。
綜上所述，不同冷卻制度下的組織差異直接反映了 TC11 鈦合金相變動力學的速率依賴性。快速冷卻抑制擴散過程，促進非平衡相變；而緩慢冷卻則有利于熱力學平衡組織的形成。
2.2 極圖
圖 2 展示了 TC11 鈦合金經不同冷卻方式處理后的極圖特征。發現經不同冷卻方式處理后，合金 {0001} 晶面均呈現混合織構特性。進一步觀察發現，合金經水淬處理后的織構強度最大，經空冷處理次之，經爐冷處理后的織構強度最低，分別為 7.48、6.94、5.30。
合金在熱處理過程中，鈦合金中的晶粒會經歷生長和轉動。高溫下，晶粒有趨于能量更低、更穩定狀態的傾向，這導致晶粒的轉動和重排，這種轉動和重排使得不同晶粒具有不同的取向，從而形成了混合織構。此外，合金在熱處理過程中會發生相變，即不同相之間的轉變。相變可能導致原有晶體結構的改變和新相的形成，不同相具有不同的晶體取向，進而形成混合織構。
水淬是一種快速冷卻的過程，使得合金在熱處理后的冷卻階段形成的晶體結構和取向得到迅速固定。由于冷卻速度快，合金中的晶粒沒有足夠的時間進行充分的調整和轉動，因此保留了較高的織構強度。空冷是一種較慢的冷卻過程，相對于水冷而言，合金在冷卻過程中有更多的時間進行晶粒的調整和轉動。因此，雖然會形成一定的結構強度，但相對于水冷處理而言，織構強度會有所降低。而爐冷是一種最慢的冷卻過程。在爐冷過程中，合金有足夠的時間進行晶粒的熱平衡調整，晶粒能夠更自由地轉動和重排。這使得合金內部的組織結構更趨向于均勻化，織構強度得以顯著降低。
綜上所述，合金經不同冷卻方式處理后織構強度的差異是由于冷卻速度導致的晶粒調整和轉動程度不同所造成的。淬火處理由于快速冷卻，使得晶粒來不及充分調整和轉動，從而保留了較高的織構強度；而爐冷處理由于冷卻速度最慢，使得晶粒有足夠的時間進行熱平衡調整，從而降低了織構強度。
2.3 維氏硬度
圖 3 展示了不同冷卻方式對 TC11 鈦合金顯微硬度的影響規律。試驗數據顯示，冷卻速率與硬度值呈現明顯的正相關性，水淬試樣獲得最高硬度值 (450HV5)，空冷和爐冷試樣的硬度分別為 438HV5 和 395HV5。
由圖 1 可知，在快速冷卻 (水冷和空冷) 條件下，初生 α 相含量基本保持一致；而在緩慢冷卻 (爐冷) 過程中，初生 α 相發生顯著粗化。水冷試樣中高密度六方馬氏體 α' 相的存在是硬度較高的主要因素，α' 相具有典型的非平衡亞結構，其內部存在大量位錯纏結，這些缺陷結構顯著阻礙位錯運動，導致合金硬度較高。空冷試樣中析出大量次生 α 相，雖然同樣具有 hcp 結構，但其位錯密度較 α' 相更低，導致硬度相對降低。爐冷試樣盡管初生 α 相含量最高，但其粗大的等軸組織和低缺陷密度使其硬度表現最低。
2.4 拉伸性能
圖 4 展示了 TC11 鈦合金在不同冷卻工藝下的拉伸性能測試結果以及相對應的應力 - 應變曲線。從力學性能數據可以看出，冷卻速率對合金的強度指標具有顯著影響。其中，水淬試樣的抗拉強度 (Rₘ) 達到 1350 MPa，屈服強度 (Rₚ₀.₂) 為 1145 MPa，均為三種工藝中的最高值；空冷試樣次之，抗拉強度和屈服強度分別為 1300 MPa 和 1115 MPa；爐冷試樣表現出最低的強度值，抗拉強度和屈服強度分別為 1190 MPa 和 995 MPa。合金材料的塑性指標與強度變化呈現明顯的負相關關系。斷后伸長率 (A) 測試結果顯示：水淬試樣的斷后伸長率為 9%，空冷試樣提升至 11%，而爐冷試樣則達到最高的 20%。
水淬態合金的高強度特性主要源于兩個方面的強化機制。首先，快速冷卻形成的 α' 馬氏體相具有典型的亞微米級片層結構，這種超細組織特征使得位錯滑移距離顯著縮短。在塑性變形過程中，位錯在相界處發生大量塞積，形成強烈的應力集中效應。其次，馬氏體相變過程中產生的相變誘發位錯與變形位錯產生交互作用，進一步阻礙位錯運動，這兩種機制的協同作用使水淬試樣表現出最高的強度。
空冷態合金的強化機制則主要表現為細晶強化和界面強化。組織中均勻分布的次生 α 相在組織中形成高密度的相界面，其不僅作為有效的位錯阻礙源，還能通過界面應力場影響位錯運動路徑，起到界面阻礙效應。
爐冷態合金表現出最優的塑性性能，其與獨特的變形機制密切相關。粗大的初生 α 相提供了充足的獨立滑移系激活機會，多滑移系的協同作用使得變形能均勻分散，有效避免了局部應力集中。此外，等軸組織中較長的平均自由程降低了位錯交互作用的概率，從而延緩了加工硬化過程，導致強度較低。
2.5 拉伸斷口形貌
圖 5 展示了 TC11 鈦合金在不同冷卻方式下的拉伸斷口形貌。發現三種不同冷卻方式的拉伸斷口表面均呈現韌窩特征 (位置 E)。在拉伸變形過程中，位錯運動容易形成局部應力集中，從而誘發微孔形核。隨著塑性變形的持續進行，位錯運動所受到的晶格阻力逐漸降低，部分位錯會被微孔吸收，這種機制會重新激活位錯源。在此過程中，新生成的位錯持續向微孔聚集，促使微孔不斷長大。當大量微孔在斷裂表面聚集并相互連通時，就會在最終斷裂位置形成典型的韌窩形貌。進一步觀察發現，不同冷卻方式處理的試樣斷口除韌窩外，還普遍存在二次裂紋 (位置 F)。這是由于裂紋擴展過程中的微觀組織相互作用，當擴展裂紋遇到馬氏體 α' 相及次生 α 相時，部分裂紋路徑會發生偏轉，傾向于沿 α 相與 β 相之間的晶界繼續擴展，從而在相界面處形成二次裂紋。
3、結論
(1) 冷卻速率顯著影響合金的微觀形貌，水淬時形成細針狀 α' 馬氏體 (非擴散相變)，空冷時析出板條狀次生 α 相 (擴散主導)，而爐冷則導致初生 α 相粗化并形成細棒狀次生 α 相 (完全擴散控制)。
(2) 經不同冷卻方式處理后，合金 {0001} 晶面均呈現混合織構特性，合金經水淬處理后的織構強度最大，經空冷處理次之，經爐冷處理后的織構強度最低，分別為 7.48、6.94、5.30。
(3) 冷卻速率與硬度值呈現明顯的正相關性，水淬試樣獲得最高硬度值 450HV5，空冷和爐冷試樣的硬度分別為 438HV5 和 395HV5。
(4) 經水淬后的試樣強度最高，但塑性最差，空冷次之，而爐冷試樣強度最低，但塑性最優，表明合金的強度與塑性呈負相關關系。發現不同冷卻方式處理后的拉伸斷口均呈現韌窩形貌，且拉伸斷口中均存在二次裂紋。
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（注，原文標題：冷卻方式對TC11鈦合金組織、織構以及力學性能的影響_楊斌）