钛脊合金作为高机能金属资料具备多多优异个性：比强度高[1]，在航空和航天领域得到宽泛使用；密度低，在飞机造作和卫星组件中，可显著降低整体沉量，提高能源效能；无磁性[2]，可能预防磁场滋扰，确保数据的正确性和设备的不变运行，在核磁共振成像设备和深海探测器中得到宽泛使用；耐侵蚀机能优异[3]，能招架盐水、酸碱等侵蚀介质的侵害，耽搁设备的使用寿命，降低守护成本，在海洋、化工和石油开采等行业得到大量使用。

TC11钛合金的名义成分为Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si，是一种高Al当量的α＋β两相钛合金，由于该合金拥有较高的强度，常作为紧固件宽泛利用于航天航空领域[4-5]。由于TC11钛合金中含有大量的合金元素，这使得其可进行热处置强化，目前关于这方面的钻研已有大量报路[6-8]，但重要集中在固溶时效工艺上，且设定的加热温度以两相区为主。随着该合金的利用领域拓宽，有关的热处置钻研也应越发宽泛与深刻。本文以TC11钛合金作为钻研对象，将其别离加热至单相区和两相区温度并保温，随后采取水冷、空冷、炉冷三种冷却方式处置，钻研分歧冷却方式下合金的微观结构演变，测试分析其拉伸机能，并深刻探索冷却方式与微观组织和拉伸机能之间的关联，为TC11钛合金的工业化生利用提供尝试凭据和领导。

1、尝试

1.1尝试原料

尝试原料为TC11钛合金，化学组成如表1所示。经金相法测得该合金的相转变温度为993℃。

表 1 TC11 钛合金的化学组成(w/%)）

1.2尝试步骤

先将TC11钛合金原料切割成尺寸为12mm×12mm×70mm的试样，再将其置于已升至指标温度的ＨＴ-2型箱式电阻炉中进行热处置，指标温度别离为两相区温度960℃和单相区温度1000℃，设置保温功夫为1.5ｈ，热处置实现后，别离选取水冷（WC）、空冷（AC）和炉冷（FC）三种冷却方式进行冷却处置，具体热处置规划如表1所示。冷却实现后，取样分析。

表 2 热处置工艺

1.3分析检测

选取Ａｘｉｏｖｅｒｔ5型颠倒式光学显微镜观察合金微观组织；Ｅｍｐｙｒｅａｎ型Ｘ射线衍射仪分析合金物相组成；ＣＭＴ5205型拉伸试验机测试拉伸机能，测试步骤遵循GB/T228.1—2020《金属资料拉伸试验第1部门：室温试验步骤》，为使了局更正确，每组测试需造备三个试样，取其均匀值；ＳＵＰＲＡ55型场发射扫描电子显微镜观察合金的拉伸断口描摹。

2、了局与会商

2.1微观组织

图1所示为经过分歧加热温度和冷却方式处置后TC11钛合金的微观组织描摹。由图能够看出，选取960℃加热和水冷（1＃）时，基体上均匀散布着大量的初生α相和藐幼针状α相。在两相区温度下保温时，组织中原有的部门α相经历球化及溶化转化为β相，当合金经水冷处置时，β相向α相转变，但水冷产生的过冷度较高，新析出的α相来不及成长，最终以藐幼针状描摹存在。又由于加热温度为两相区温度，导致组织中初生α相未齐全溶化，故组织中仍散布大量初生α相。加热温度升至1000℃并进行水冷（2＃）后，合金的组织结构产生显著变动，初生α相齐全溶化并隐没，藐幼的针状α相析出，且伴有粗壮的β晶粒出现。这是由于加热温度较高，合金元素和第二相粒子被有效地溶化并融入基体，降低了晶界移动的阻力，从而推进了β晶粒的迅速长大[9]。

选取960℃加热和空冷（3＃）时，合金组织与同温度下水冷类似，重要由初生α相和针状α相组成，且均匀散布。当加热温度升至1000℃再进行空冷（4＃）后，组织中初生α相齐全隐没，取而代之的是粗壮的β晶粒，并有针状α相析出。只管空冷速度比水冷慢，但其冷却速度依然不及以使析出的α相长大，因而仍以针状描摹存在。

选取960℃加热和炉冷（5＃）时，合金组织与同温度下水冷（1＃）和空冷（3＃）相比拥有显著分歧。炉冷的冷却速度相对较慢，组织内的原子有足够的能量和功夫产生扩散，为新析出α相的成长提供了有利前提[10]。因而，α相的含量显著增长，晶粒尺寸也随之增大。当加热温度提升至1000℃（6＃）再进行炉冷后，组织中出现显著的片状α集束及更粗壮的β晶界。这种景象的出现与晶粒荟萃和α／β界面的移动亲昵有关，即单相区高温会促使β晶粒通过晶界迁徙产生显著粗化（晶粒荟萃，形成粗壮β晶界），随后在冷却过程中，α相优先在粗壮的β晶界上形核，并通过α／β相界面向β晶粒内部定向移动成长，最终形成平行排劣注尺寸较大的片状α集束组织。另表，炉冷为β相的成长提供了充足功夫，从而导致晶粒的尺寸显著增大，并陪伴着晶界的粗化。

2.2物相组成

为获得分歧加热温度及冷却方式处置后TC11钛合金的物相组成，选取XRD对其进行检测，了局如图2所示。对比发现，图2中衍射峰类型总体一致，重要以（100）、（002）、（110）衍射峰为主。但经分歧加热温度以及冷却方式处置后，衍射峰强度产生显著变动。加热温度的扭转会引发合金内部原子热振动幅度的变动，导致晶体结构产生扭转。这种结构扭转会直接影响晶格常数和晶粒尺寸，最终导致衍射峰强度产生扭转。不仅如此，分歧的加热温度会使合金产生相变，而相变带来的晶体结构转变，同样会造成衍射峰强度的变动。此表，合金经分歧冷却方式处置时，其内部晶粒的取向、大幼、散布等城市出现差距，且分歧冷却方式还会导致晶格畸变水平分歧，从而影响衍射峰强度。

进一步对比发现，选取分歧冷却方式时，水冷的组织中均会产生α′相及α相；而空冷和炉冷的组织中仅产生α相。由于α相（蕴含初生α相与次生α相）和α′相均为密排六方晶体结构，其原子堆积方式高度类似。这种结构同源性使得二者的点阵常数（如晶格参数ａ、ｃ））极度靠近，进而导致晶面间距ｄ相近。凭据布拉格方程，晶面间距决定了衍射峰地位，因而次生α相和α′相因点阵常数高度靠近，在XRD图谱中其衍射峰地位险些沉叠。

有关文件[11]指出，在冷却过程中，α′相重要是通过切变机造天生，而次生α相则是通过扩散机造产生。决定这两种物相转变的关键成分为冷却速度。有文件[12-13]指出，当两相钛合金的加热温度超过其再结晶温度并采取水冷方式进行冷却时，所产生的过冷度能力满足切变机造产生的必备前提。因而，三种冷却方式中，合金经加热后进行水冷处置，其组织中会产生α′相；而由于空冷和炉冷处置过程中产生的过冷度较幼，冷却过程重要引发扩散机造主导的相变，进而产生次生α相。结合图1可知，经水冷处置后的针状α相重要为α′相，而经空冷和炉冷处置后，组织中的针状α相重要为次生α相。

2.3拉伸机能

经过分歧加热温度及冷却方式处置后TC11钛合金的拉伸机能如图3所示。由图可知，一样冷却方式下，经单相区温度1000℃处置后合金的抗拉强度较大，而经两相区温度960℃处置后合金的塑性较高。一样加热温度下，经空冷处置后合金的抗拉强度最大，水冷略低，炉冷最低；断后伸长率的变动趋向则相反。综合而言，经1000℃加热并空冷的合金抗拉强度（Ｒｍ）最大，达到1338ＭＰａ，断后伸长率（Ａ）最幼，仅为2％；而经960℃加热并炉冷的合金抗拉强度最低，仅为1180ＭＰａ，但断后伸长率最大，达到18％。

结合图1可知，当加热温杜咨两相区升至单相区时，三种冷却方式所得合金的组织中初生α相均隐没，且有粗壮β晶粒出现。初生α相作为一种典型的单晶体结构，因其齐全的晶体结构和特定的晶体取向，使其内部的位错活动更为流畅，易于滑移，这在肯定水平上降低了合金的变形抗力，从而使其在塑性变形过程中展示出较高的塑性个性[14]。当合金加热至单相区温度，初生α相齐全溶化，组织中出现尺寸较大的β晶粒，其晶界平坦且齐全。塑性变形时，这些粗壮β晶粒的晶界区域容易形成浮泛并迅速扩大，极大地限度资料的塑性流动，导致合金的塑性显著降落。因而，相迸宗单相区温度，加热至两相区温度时，分歧冷却方式所得合金的塑性较高而强度较低。

无论加热温度为单相区温度还是两相区温度，合金经空冷以及水冷处置后，其组织中均析出针状次生α相。但水冷的冷却速度更快，导致析出藐幼的α′相；而空冷析出的针状次生α相尺寸更大，且数量更多。次生α相与基体β相之间的界面（α／β界面）可能有效阻止位错的陆续滑移。当合金受到表力作用时，这些界面会故障位错的移动，从而提高资料的强度，由于经空冷处置后的组织中次生α相数量更多，故其强度相比水冷处置后更高[15]。经炉冷处置后的组织中，加热温度为两相区温度时，其组织重要为初生α相，次生α相含量较少，故合金塑性较高而强度较低；加热温度为单相区温度时，炉冷组织中呈显飕状α集束，在组织中呈分散状态，描摹相比次生α相尺寸更为粗壮，故其产生阻止位错滑移的成效更幼，导致合金强度最低。

2.4拉伸断口微观描摹

拉伸断口微观描摹经分歧加热温度及冷却方式处置后TC11钛合金的拉伸断口描摹如图4所示。将合金加热至两相区温度时（1＃、3＃、5＃），无论选取何种冷却方式，其断口特点都以等轴韧窝为主。这是由于合金在两相区温度下加热时，大量初生α相在组织中均匀散布。初生α相作为微裂纹形核的主题源，在拉伸载荷的作用下会促使微幼的缺点起头成核，而后这些缺点逐步成长并与其他缺点相互衔接，形成了裂纹网络。随着裂纹的扩散，合金起头部门失效，最终导致整体断裂。产生断裂后，在拉伸断口表表残留大量的韧窝，这是由于初生α相在断裂过程中起到了缓冲和吸收能量的作用，使得断裂区域出现出了典型的韧窝特点[16]。

当合金被加热到单相区温度时（2＃、4＃、6＃），经分歧冷却方式处置后的拉伸断口展示出以岩石状为主的微观特点，断裂描摹出现典型的脆性断裂特点，同时其断口表表可见肯定量较浅的幼韧窝。这是由于在单相区温度下加热，初生α相已齐全溶化，取而代之的是较为粗壮的β晶粒占据主导职位。在拉伸过程中，这些粗壮晶粒间的晶界不足足够的位错活动来推进塑性变形，因而合金更容易偏差于脆性断裂，导致塑性急剧降落[17]。此表，除岩石状描摹表，拉伸断口中还可见显著的扯破棱，其沿着垂直于裂纹的方向延长，批注在断裂过程中产生了显著的剪切作用。除扯破棱表，断口中还存在少量的微裂纹，重要是由于部门塑性变形和裂纹扩大不齐全造成的。

3、结论

1）将TC11钛合金加热至两相区温度后，经水冷和空冷处置后的组织类似度较高，重要由初生α相＋α′相以及初生α相＋次生α相组成，而经炉冷处置后的组织中初生α相尺寸更大且含量更高；在单相区温度下加热并冷却后，三种冷却方式组织中的初生α相均隐没，且均出现β晶粒。

2）分歧加热温度下，均是经空冷处置后的合金强度最大，但塑性较差；而经炉冷处置后的合金强度最低，但塑性较高。分歧冷却方式下，均是经单相区温度处置后的合金强度较大，而经两相区温度处置后的合金塑性较大。

3）当合金被加热至两相区温度时，经分歧冷却方式处置后，合金的拉伸断口特点都以等轴韧窝为主，为典型的韧性断裂；当合金被加热至单相区温度时，经分歧冷却方式处置后，合金的拉伸断口展示出以岩石状为主的微观特点，断裂描摹出现典型的脆性断裂特点，同时其断口表表可见少量且较浅的幼韧窝。

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（注，原文标题：分歧冷却状态TC11钛合金组织演变与拉伸机能的钻研）

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