发布日期：2026-7-15 10:41:10
TC11钛合金是一种高强、高韧型α+β两相钛合金，其属于高铝当量型钛合金，其铝当量值达到7.8，这一特征使其在高温环境下仍能保持良好的组织稳定性 [1-2]。此外，该合金兼具较高的比强度、良好的耐腐蚀性、优异的焊接性能，在航空航天领域应用前景广阔，可用于制造飞机机翼接头、机身与起落架连接框、发动机吊挂接头等关键承力部件[3-4]。随着航空航天产业向大型化、轻量化方向发展，对TC11钛合金厚板(厚度≥50mm)的需求日益迫切，这类厚板主要用于制造大型承力结构件，其组织均匀性、织构状态及力学性能直接决定了结构件的服役安全性和可靠性[5-6]。
目前，国内外关于TC11钛合金的研究多集中于棒材、薄板及锻件，针对厚板的研究相对匮乏[7-9]。与薄板相比，60mm厚TC11钛合金板材在轧制过程中变形程度不均，层间温度梯度较大，导致其原始组织存在明显的不均匀性，而后续热处理工艺对其组织和性能的调控难度也显著增加。同时，现有关于TC11钛合金的热处理研究，多侧重于力学性能的优化，对热处理过程中织构的演变规律及影响机制研究较为薄弱，尚未形成系统的理论体系。
基于此，本文以60mm厚TC11钛合金板材为研究对象，设置两相区与单相区不同退火温度，通过分析不同固溶制度下合金的组织形貌、织构特征、拉伸性能及断口形貌，探究退火温度对TC11钛合金厚板微观组织和宏观性能的影响规律，阐明织构演变与组织、力学性能之间的内在机理。TC11钛合金厚板在兵器工业(如装甲车辆承力构件、导弹发射架)及军工装备大型结构件中具有迫切的应用需求，其组织均匀性与强塑性匹配直接决定装备的服役安全性和抗毁伤能力，因此本研究为60mm厚TC11钛合金板材的热处理工艺优化及军工装备工程应用提供重要支撑。
1、材料与方法
本实验所用材料为工业生产的60mm厚TC11钛合金热轧板材，其化学成分(质量分数):6.05%Al、3.73%Mo、1.88%Zr、0.31%Si、0.22%Fe，其余为Ti及微量杂质，通过金相法测得该板材的相变点为967℃。
实验采用箱式电阻炉对TC11钛合金厚板试样进行退火处理，根据相变点，设置4组不同固溶温度，涵盖两相区与单相区，具体工艺参数为(920，940，960，980℃)2hxAC(空冷)。其中，920，940，960℃均低于相变点967℃，处于a+β两相区，980℃高于相变点，处于β单相区。随后将板材进行取样，所有测试试样均沿板材轧制方向取样，确保测试结果的一致性。
组织测试方面，将退火处理后的试样经镶样、粗磨、精磨、抛光后，采用HF、HNO3、H2O体积比为2:3:15的混合腐蚀液进行腐蚀，通过ZIESS型扫描电子显微镜观察微观组织形貌，并使用扫描电子显微镜自带系统与镜头对试样进行织构测试，使用JEM2100F透射电子显微镜进行高分辨形貌观察和晶体结构分析。拉伸性能测试方面，采用INSTRON万能电子拉伸试验机进行室温拉伸试验，横梁位移速率为1 mm/min，每组测试3个平行试样。拉伸试验结束后，采用扫描电子显微镜观察拉伸断口的微观形貌，分析断口特征及断裂机理。
2、结果与讨论
2.1组织形貌
不同退火温度处理后，60mm厚TC11钛合金板材的组织形貌如图1所示。920℃退火处理后，合金组织中存在大量初生α相，初生α相形貌呈现多样化特征，主要包含长条状和等轴状两种，均匀分布于β基体中，且发现β基体中还析出了大量细小的针状α相，针状α相呈弥散分布，与初生α相相互交织，形成典型的双态组织。当退火温度升至940℃时，组织中初生α相的含量较920℃时明显减少，但其形貌仍以长条状和等轴状为主，未发生明显的形态转变。与此同时，β基体中针状α相的含量显著增加，针状结构更加细密，分布也更加均匀。继续升高退火温度至960℃，初生α相含量进一步减少，针状α相的含量持续增加。当退火温度升至980℃时，组织形貌发生巨大转变，初生α相完全消失，整个组织由粗大的β晶粒组成，β晶粒边界清晰可见，在β晶粒内部，析出了大量密集分布的针状α相。
上述组织形貌演变现象，主要与退火温度对a→β相变及冷却过程中β→α相变的影响密切相关，本质是退火温度改变导致的相转变程度和元素扩散行为的差异。TC11钛合金作为α+β两相钛合金，其组织演变主要取决于退火温度与相变点的相对关系，当退火温度处于两相区(920，940，960℃)时，合金处于a+β两相共存状态，退火温度越高，越接近相变点，a→β相变越充分，初生α相的溶解程度就越高，因此初生α相含量逐渐减少[10]。在冷却过程中，β相将通过扩散方式转变为针状α相，退火温度越高，β相的过冷度越大，β→α相变的驱动力越强，针状α相的形核率就越高，因此针状α相的含量逐渐增加。
当退火温度升至980℃(单相区)时，温度高于相变点，α→β相变完全进行，所有初生α相全部溶解于β相中，形成单一的β相组织。由于固溶温度较高，β晶粒在加热过程中发生明显长大，导致冷却后形成粗大的β晶粒。在空冷条件下，冷却速率较快，析出相来不及进行生长，最终形成针状α相，且针状α相沿β晶粒的特定晶向生长，最终形成粗大β晶粒+密集针状α相组织形貌。
由图1可知，合金经退火处理后，组织中析出大量针状α相。有研究指出[11]，钛合金在冷却过程中，β相会分别转变为α'相、α"相、次生α相，且三者均会呈现针状形貌，为明确组织中析出相，对试样进一步开展透射电镜(TEM)分析。鉴于相变驱动力随加热温度升高而增大，更高温度下合金相变行为更为显著，故选择最高退火温度的样品进行观察(980℃)，如图2所示。由图2TEM可见，该条件下显微组织仍主要由α相和β相构成，未观察到其他形态的明显析出。据此可以确认，合金经不同温度退火处理后，组织均由α相与β相构成，未见其他物相生成，即图1中的针状α相实质为次生α相。
2.2织构表征
不同退火温度处理后，60mm厚TC11钛合金板材的织构表征如图3所示。4种退火制度下，TC11钛合金板材的织构演变呈现出明显的温度依赖性，920°C退火处理后，极图呈现典型的混合织构特征，织构强度较低(3.34)，表明此时组织中织构取向较为分散。当退火温度升至940℃时，极图仍呈现混合织构特征，但织构强度较920℃时有所提升(4.21)，说明随着退火温度升高，织构取向的集中程度有所增加。继续升高退火温度至960℃，混合织构特征依然明显，但织构强度进一步提升(5.97)，织构取向的集中性进一步增强。当退火温度升至980℃时，极图特征发生显著变化，混合织构消失，呈现单一织构特征，且织构强度达到最大值(6.8)，表明此时组织中织构取向高度集中。综上所述，随着退火温度的升高，TC11钛合金厚板的织构强度呈现持续上升的趋势，织构类型由混合织构逐渐转变为单一织构。
当退火温度处于两相区(920,940,960℃)时,合金组织由初生α相和针状α相组成,两种α相的取向存在差异,初生α相主要继承了原始轧制组织中的织构取向,呈现多样化特征。而针状α相是由 β相转变形成的，其取向受到β相取向的制约，且由于两相区退火时β相含量较少，针状α相的形核和生长受到初生α相的阻碍，导致针状α相的取向较为分散[12]。因此，初生α相的多样化取向与针状α相的分散取向相互叠加，形成了混合织构，且织构强度较低。随着退火温度升高，初生α相含量逐渐减少，针状α相含量逐渐增加，针状α相的取向受到的阻碍作用减弱，取向一致性有所提高，因此织构强度逐渐上升，但由于仍有部分初生α相存在，织构类型依然为混合织构。
当退火温度升至980℃时，初生α相完全消失，组织由粗大β晶粒和密集针状α相组成。此时，α → β相变完全进行，原始轧制组织中的初生α相全部溶解，β晶粒在加热过程中发生长大，且β晶粒的取向逐渐趋于一致。在冷却过程中，针状α相从 β相中析出，且针状α相与 β相之间满足 Burgers取向关系 [13],由于β晶粒取向一致，从其内部析出的针状α相的取向也变得趋向一致，因此形成了单一织构。同时，单相区退火时合金元素扩散充分,β相的成分均匀性提高,进一步促进了针状α相取向的一致性,使得织构强度达到最大值。
2.3拉伸性能
不同退火温度处理后，60mm厚TC11钛合金板材的拉伸性能如图4所示。具体性能为，随着固溶温度的升高，合金的抗拉强度Rm和屈服强度Rp0.2呈现持续上升的趋势，而伸长率A则呈现持续下降的趋势，且这种变化趋势在单相区表现得更为明显。
920℃退火处理后，合金的抗拉强度为1129 MPa，屈服强度为1031 MPa，伸长率约为18%，表现出较好的强塑性匹配;940℃退火处理后，抗拉强度升至1151 MPa，屈服强度升至1048 MPa，伸长率降至14%;960℃退火处理后，抗拉强度进一步升至1172MPa，屈服强度升至1068MPa，伸长率降至9%;当退火温度升至980℃时，抗拉强度达到最大值1202MPa，屈服强度达到1101MPa，而伸长率则降至2%，塑性出现明显下降，强塑性匹配变差。
拉伸性能的演变规律，本质是退火温度通过调控组织形貌和织构状态，进而影响合金的变形行为。从组织形貌分析，初生α相和针状α相的含量、形态及分布是影响拉伸性能的核心因素。920℃退火处理后，组织中存在大量初生α相，初生α相具有较好的塑性，能够改善微观组织的变形协调性，促进交叉滑移系统的开动，增加组织的塑性变形能力，因此合金的塑性较好[14]。同时，弥散分布的针状α相能够对晶界和位错起到阻碍作用，产生弥散强化效应，使得合金具有一定的强度。随着退火温度升高，初生α相含量逐渐减少，而针状α相含量逐渐增加，针状α相的细密程度和交织程度提高，对位移和晶界的阻碍作用增强，弥散强化效应更加显著，因此合金的强度逐渐升高，但针状α相的增多会导致组织的脆性增加，且初生α相的减少使得组织的变形协调性下降，因此合金的塑性逐渐降低。当退火温度升至980℃时，初生α相完全消失，组织为粗大β晶粒+密集针状α相，粗大的β晶粒会降低位错运动和晶界滑移的能力，增加形变阻力，而密集的针状α相则会进一步加剧组织的脆性，导致合金的塑性出现明显下降，虽然强度达到最大值，但强塑性匹配变差[15]。
从织构角度分析，织构强度的变化对拉伸性能的影响主要体现在变形阻力上。随着退火温度升高，织构强度持续上升，织构取向的集中性逐渐增强，织构取向的集中会导致滑移系的数量减少，组织的塑性变形能力下降，尤其是当织构转变为单一织构后，滑移系的局限性更加明显，进一步加剧了塑性的下降[16]。此外，单相区退火后形成的单一强织构，使得合金在拉伸过程中易出现应力集中，难以发生均匀塑性变形，最终导致塑性显著降低，这也是980℃退火处理后合金塑性急剧下降的原因之一。
2.4断口形貌
不同退火温度处理后，60mm厚TC11钛合金板材的拉伸断口形貌如图5所示。发现合金板材拉伸断口的形貌特征与拉伸性能相匹配，呈现出明显的断裂类型转变，在920，940，960℃(两相区)退火处理后，合金的拉伸断口均呈现典型的韧性断裂特征，断口表面凹凸不平，存在大量大小均匀、分布密集的韧窝，韧窝内部较为光滑，表明合金在拉伸过程中发生了充分的塑性变形，通过韧窝的形核、长大和聚合实现断裂。随着退火温度升高，两相区断口中韧窝的数量逐渐减少，同时断口中开始出现少量撕裂棱，且撕裂棱的数量逐渐增加。当固溶温度升至980℃(单相区)时，断口形貌发生显著转变，韧性断裂特征消失，呈现典型的脆性断裂特征，断口表面较为平整，无明显的韧窝结构，取而代之的是大量岩石状形貌，同时断口中撕裂棱的数量显著增加，且出现了显著的二次裂纹。整体来看，随着退火温度的升高，断口的韧性逐渐降低，脆性逐渐增强，撕裂棱和二次裂纹的特征越来越明显。
撕裂棱的形成与合金的强度及变形阻力密切相关，撕裂棱的数量直接反映了合金的强度水平。在拉伸过程中，合金受到外力作用时，会发生塑性变形，当变形达到一定程度时，晶界或相界面处会产生应力集中，随着应力的不断增大，应力集中处发生断裂，形成撕裂棱[17-18]。两相区退火处理时，合金强度较低，塑性较好，拉伸过程中塑性变形充分，应力集中程度较低，因此撕裂棱数量较少。随着退火温度升高，合金强度逐渐升高，变形阻力增大，拉伸过程中应力集中程度加剧，晶界和相界面处的断裂难度增加，需要更大的外力才能实现断裂，因此撕裂棱的数量逐渐增加，这也从侧面印证了合金强度随退火温度升高而上升的规律。当退火温度升至980℃时，合金强度达到最大值，变形阻力极大，拉伸过程中应力集中现象显著，晶界和相界面处易发生断裂，形成大量清晰的撕裂棱，体现了高强度合金断裂时的典型特征。
二次裂纹的形成主要与针状α相的含量相关，是大量针状α相逐渐增多所致。针状α相属于脆性相，其本身的塑性较差，且针状α相之间、针状α相与β基体之间的界面结合力较弱，在拉伸过程中，界面处易产生应力集中，当应力达到界面结合强度时，就会形成微裂纹。随着针状α相含量的增加，这种微裂纹的数量会逐渐增多，且微裂纹在应力作用下会进一步扩展、交织，最终形成二次裂纹[19-20]。两相区退火处理时，针状α相含量较少，界面处的应力集中程度较低，因此二次裂纹数量极少，甚至难以观察到。随着退火温度升高，针状α相含量逐渐增加，界面数量增多，应力集中现象加剧，微裂纹的形核和扩展概率增加，二次裂纹的数量逐渐增多。当退火温度升至980℃时，针状α相含量达到最大值，且分布密集，界面处的应力集中极为显著，大量微裂纹快速形核并扩展，形成大量相互交织的二次裂纹，这些二次裂纹会加速合金的断裂，导致合金呈现典型的脆性断裂特征。
3、结论
1)不同退火温度下，60mm厚TC11钛合金板材的组织由两相区的双态组织(初生α相+针状次生相)演变为单相区的粗大β晶粒与密集针状次生α相;TEM确认所有针状相均为次生α相，组织始终由a和β两相构成。
2)合金板材的织构强度随温度升高持续增大(从920℃的3.34增至980℃的6.8)，织构类型由两相区的混合织构转变为980℃单相区的单一织构，这归因于初生α相逐渐消失及β晶粒取向趋于一致，使针状α相通过Burgers取向关系形成高度集中的择优取向。
3)随着退火温度升高，TC11钛合金厚板的抗拉强度从1129 MPa持续增至1202 MPa、屈服强度从1031 MPa增至1101MPa，而伸长率则从18%降至2%;强度的升高归因于针状α相增多导致的弥散强化及织构取向集中，塑性的下降则源于初生α相减少、组织脆性增加及980℃时粗大β晶粒与单一强织构共同导致的变形协调性恶化。
4)随着退火温度从920℃升至980℃，合金板材的拉伸断口由两相区的典型韧性断裂(大量均匀韧窝)逐渐转变为单相区980℃的脆性断裂(岩石状形貌、大量撕裂棱和二次裂纹)，且撕裂棱与二次裂纹的数量随温度升高而增加，分别对应合金强度上升和针状α相增多所致的塑性下降。
5)基于上述组织演变与强塑性匹配规律，建议TC11钛合金厚板在两相区(920~960℃)退火以获得良好的综合力学性能，适用于兵器及军工装备中承受复杂载荷的关键承力部件(如装甲板、导弹舱段、发射架连接件等)。
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（注，原文标题：退火温度对TC11板组织及强塑性的影响机理_张颖）