引言
钛合金因其具备高比强度、无磁性、耐侵蚀等机能，，，已成为航空航天领域中拥有优良发展潜力以及利用价值的结构职能性资料[1-2]。。相较于α型以及β型钛合金，，，α＋β型两相钛合金在塑性加工方便性上拥有更为杰出的阐发，，，出格合用于制成大型结构锻件以及宽幅板材[3]。。TC11钛合金是一种宽泛利用的α＋β两相结构钛合金，，，拥有杰出的热加工适应性以及力学机能，，，在航空、海洋以及汽车等领域内均展示出卓越的利用潜力[4-5]。。此外，，，由于TC11钛合金还拥有优良的耐磨性和抗侵蚀性，，，在制动系统中，，，TC11钛合金可用于制作制动盘、制动鼓等关键部件，，，可能提高制动系统的效能和安全性。。
关于TC11钛合金热处置工艺的钻研较多，，，如张明玉等[6]钻研了TC11钛合金经固溶时效工艺处置后的微观组织与冲击机能，，，同晓乐等[７]钻研了TC11钛合金经固溶处置后的微观组织与拉伸机能，，，朱宁远等[8]同样对TC11钛合金进行固溶时效处置，，，但重要分析了显微组织与硬度的关系。。除固溶时效工艺外，，，虽有部门学者对该合金进行过退火工艺的钻研，，，但其设置的退火温度均以两相区温度为主，，，鲜有关于单相区温度退火处置的钻研。。然而在现实工程出产过程中，，，由于设备检修不实时、员工操作失误等成分会导致现实的加热温度高于设定温度，，，即由两相区温度转变为单相区温度。。经更高的单相区温度加热会导致合金组织产生显著变动，，，对力学机能产生较大的影响，，，严重影响合金在工程中的利用。。故进行单相区温度退火处置拥有重要工程钻研意思，，，可能有效预防工程变乱产生。。
鉴于TC11钛合金在众多工程领域的宽泛利用，，，以及其机能优化的火急需要，，，本文基于现有热处置钻研工艺以及工程钻研近况，，，拔取TC11钛合金作为钻研对象，，，旨在添补现有钻研的空缺，，，通过对两相区和单相区温度退火处置的深刻探求，，，索求其对微观组织描摹和拉伸机能的影响。。钻研成就不仅有助于提高TC11钛合金的机能，，，优化其在工程实际中的阐发，，，并且对于推动钛合金资料科学的发展，，，出格是在资料设计和工艺优化方面，，，拥有重要的工程意思。。
1、试验
在出产TC11钛合金的过程中，，，选用小颗：Ｃ囝岩约爸醒牒辖鹱魑≡，，，并严格依照名义成分（Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si）配比进行配料筹备。。随后通过布料和压抑工艺制备出自耗电极，，，并通过真空自耗电弧炉进行3次熔炼，，，以确：辖鸪煞值木壬⒉，，，再经扒皮探伤等工艺制成直径为720mm的钛合金铸锭。。选取自由铸造机对铸锭进行铸造加工，，，最终制成直径为130mm的TC11钛合金棒材。。经现实检测，，，合金的具体化学成分如表1所示。。
由于钛合金在加热过程中会产生同素异构体转变，，，故其相变温度的精确测定对于合理制订热处置工艺至关重要。。通过陆续升温金相法测得本钻研中所用TC11钛合金的相转变温度为993℃，，，以相变点温度为凭据，，，别离设置两相区温度（940℃、960℃、980℃）以及单相区温度（1000℃）对合金进行退火处置，，，具体退火热处置制度如表2所示，，，其中AC暗示合金加热实现后选取室温冷却的方式进行冷却处置。。
实现上述热处置步骤后，，，对退火后的合金样本进行取样，，，用于后续的微观组织观察及拉伸机能测试。。首先，，，金相试样经过粗细磨、抛光并使用体积比为HF∶HNO3∶H2O＝1∶3∶6的侵蚀液进行侵蚀等预处置步骤。。随后，，，选取Ziess（ＡｘｉｏＶｅｒｔ.Ａ1）光学显微镜对侵蚀后的合金微观组织进行具体观察。。
同时，，，依照GB/T228.1-2010尺度制备拉伸试样，，，拉伸试样加工尺寸如图1所示，，，设置加载速度为1mm/min，，，在INSTRON（3400-34ＭＴ）全能资料试验机上进行拉伸机能测试。。此外，，，无论是微观组织观察还是拉伸机能测试，，，均沿棒材的纵向方向进行。。
2、试验了局与会商
2.1 显微组织
图2展示了TC11钛合金经分歧退火温度处置后的显微组织描摹，，，从中能够观察到，，，合金经940℃退火处置后，，，大量初生α相（地位Ａ）以及针状α相（地位Ｂ）在组织中均匀散布，，，此时初生α相体积分数约为47％。：辖鸺尤仁迪趾，，，其冷却过程中通常产生两种物相转变：β→α′相以及β→α相，，，并伴随天生肯定量的亚不变β相。。其中，，，当冷却速度较快时（如水冷），，，β相以急剧切变方式进行转变，，，最终形成拥有六方马氏体晶体结构的α′相。。由于本试验选取空冷的方式进行冷却，，，其整个过程冷却速度较慢，，，在当前前提下并未形成α′相，，，即组织中藐小针状描摹的α相为次生α相[9]。。随着退火温度上升至960℃，，，发现显微组织中初生α相略有削减，，，体积分数约为39％，，，但整体描摹并无显著扭转。。随着退火温度持续增长到980℃后，，，此时组织中析出的次生α相数量显著增长，，，初生α相的体积与含量均显著削减，，，体积分数约为18％。。进一步提高退火温度至1000℃时，，，组织中有粗壮β晶粒出现，，，且初生α相齐全隐没，，，体积分数约为0，，，这是由于退火温度超过相变点所致。。整体来看，，，初生α相的含量在退火温度逐步升高的过程中不休削减，，，这批注合金在加热升温的过程中，，，首先是藐小的α相优先溶化，，，随后产生溶化的是体积较大的α相。。
基体中α不变动元素含量及冷却速度均会影响组织中次生α相的形成。：辖鹁臀峦嘶鸷，，，组织中β相拥有较高的不变性，，，这是由于此时β相内部的α不变动元素含量较少所致。：辖鹪谒婧蟮睦淙唇锥，，，组织中β相重要被限度在初生α相的界面处产生扩散，，，限度了β→α相的转变，，，即次生α相数量较少。。然而，，，α不变元素在β相内的含量随着退火温度提高而增长。。在此前提下进行冷却处置，，，会限度α不变元素扩散的能力[10]，，，此时的β相通过扩散机制促使更多的次生α相有效析出。。
2.2 拉伸机能
图3展示了TC11钛合金经分歧退火温度处置后的拉伸机能变动趋向。。从图中能够得出，，，经940℃及960℃退火处置后，，，合金阐发出较为相近的强度水平，，，抗拉强度别离为992Mpa与1001Mpa。。持续升高退火温度至980℃，，，合金强度有较为显著的增长，，，抗拉强度由1001Mpa增长到1115Mpa，，，增长约11.4％。。在达到1000℃退火温度时，，，合金强度得到了进一步提升，，，抗拉强度由1115Mpa增长到1128Mpa，，，增长约1.2％。。但与此同时，，，其塑性阐发却出现了大幅度的下滑，，，断后伸长率由最初的21％降低至2％，，，降低约90％。。即合金的强度在退火温度为1000℃时达到最大值，，，此时抗拉强度Ｒｍ达到1128Mpa，，，屈服强度Ｒｐ0.2达到1012Mpa。：辖鸬乃苄栽谕嘶鹞露任940℃时达到最大值，，，其中断裂后伸长率Ａ为21％，，，断面收缩率Ｚ为32％。。故TC11钛合金的拉伸机能总体出现的变动法规为：合金的强度随着退火温度的升高而增长，，，而塑性则随退火温度升高而降落。。
对于合金拉伸机能的变动，，，能够从合金经退火处置后的微观结构演变进行诠释。：辖鹁940℃与960℃低温退火处置后，，，此时组织中存在大量初生α相，，，初生α相中拥有更多可开动的滑移系，，，有利于变形初期滑移的启动和塑性调整，，，从而使得该阶段合金阐发出塑性较高而强度相对较低的个性[11]。。
然而，，，合金经980℃与1000℃的较高退火温度处置后，，，在初生α相的含量削减以及隐没的同时，，，并伴随大量藐小均匀的次生α相析出。。此时，，，由于次生α相内部易于形成位错塞积景象，，，在拉伸过程中，，，当位错在其内部滑移时，，，必要更大的外力克服阻碍，，，进而提高了合金的强度[12]。。与此同时，，，随着退火温度升高，，，合金组织中出现了粗壮的β晶粒，，，晶界地位在拉伸过程中产生应力集中，，，在外力不休作用下，，，有细小浮泛产生并扩散，，，这会加快裂纹的生长与扩大速度，，，随着这些裂纹活动的加剧，，，最终导致合金的塑性机能大幅度降落。。
2.3 拉伸断口描摹
图4展示了经分歧退火温度处置后的TC11钛合金拉伸断口描摹，，，能够看出，，，合金经940℃与960℃退火处置后的断口描摹拥有较高的类似性，，，重要阐发为由大量的韧窝（地位Ｃ）描摹组成，，，且在断口中伴有部门解离小平面（地位Ｄ）特点描摹。。拉伸试样在进行塑性变形的过程中，，，组织内的位错滑移在急剧应变的前提下产生应力集中，，，而该区域也会诱发微孔形核。。由于位错间相互作使劲随着拉伸的持续进行而不休减弱，，，位错源在微孔内部进入少量位错的作用下被再次激活。。由于不休有新的位错在塑性变形过程中产生，，，这些新位错也会相继涌入微孔，，，促使微孔逐步扩大，，，而韧窝描摹就是在大量微孔扩大并连通至断口地位时所留下的痕迹。。
通常情况下，，，合金拥有较高的塑性时，，，其拉伸断口中的韧窝深度较大且数量较多，，，而当合金拥有较差的塑性时，，，断口中韧窝较浅且数量较少。。结合图4（ａ）与图4（ｂ）的观察了局，，，能够判断此时合金的塑性机能较高，，，这一结论与之前从图3中得出的强度与塑性的变动趋向相吻合。。
当合金经980℃与1000℃退火处置后，，，观察此时拉伸断口，，，其微观结构产生了显著变动。。相较于退火温度较低的拉伸断口特点，，，此时韧窝的尺寸以及数量显著削减，，，并且出现了清澈的解理台阶（地位Ｅ）与扯破棱（地位Ｆ）描摹，，，断口理论散布着大量细小的韧窝，，，断口描摹转变为岩石状，，，这一断裂状态的变动揭示了合金强度的加强，，，同时陪伴着塑性的减弱。。故在较高退火温度前提下，，，合金内部的微观组织演变导致其力学机能产生转变，，，从高塑性向高强度方向发展，，，反映在断口描摹上则阐发为韧窝数量的削减以及脆性断裂特点的增多。。
3、结论
（1）经低温（940℃、960℃）退火处置后，，，合金的组织重要蕴含初生α相以及次生α相，，，退火温度升高（980℃）使初生α相含量削减并隐没，，，而次生α相的含量不休增多，，，且退火温度为单相区（1000℃）时，，，组织中出现较大尺寸的β晶粒。。
（2）合金强度随退火温度的升高而增长，，，但塑性则与强度出现相反的变动趋向。。强度在退火温度为1000℃时达到最大值，，，此时抗拉强度达到1128Mpa，，，屈服强度达到1012Mpa。。塑性在退火温度为940℃时达到最大值，，，其中断裂后伸长率为21％，，，断面收缩率为32％。。
（3）合金经低温（940℃、960℃）退火处置后的断口描摹重要由大量的韧窝描摹组成，，，且伴有部门解离小平面，，，而经高温（960℃、1000℃）退火处置后的断口出现了清澈的解理台阶与扯破棱描摹，，，断口描摹转变为岩石状。。
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