TC11為 (α+β)型雙相鈦合金，是我國對BT9鈦合金進行深入研究和改良的成果。在保留BT9合金優勢的同時，TC11鈦合金實現了力學性能、耐腐蝕性和低溫韌性的顯著增強，已成功應用于航空發動機耐高溫部件、深冷環境儲運裝置等關鍵領域。該合金在材料性能方面呈現多重優勢：一方面其熱穩定性顯著優于常規金屬基材料，另一方面在低溫工況下仍能保持優異的延展特性。材料抵抗變形的能力通常通過硬度指標來表征。金屬材料硬度的變化往往與強度、塑性及韌性等力學性能呈相關性。隨材料硬度值增大，其承載能力通常增強，但形變吸收能力減弱；相反，硬度降低雖能提升材料的延展性能，卻會導致強度下降，這種力學參數的動態平衡關系在金屬熱處理領域具有普遍適用性。金屬材料的關鍵性能參數評估主要依賴損傷性檢測手段，依據其加載模式可分為準靜態測試（包括單軸拉伸 / 壓縮試驗）與動態響應分析（如沖擊測試）等。這些試驗對試樣會造成一定的損傷。相比之下，硬度測試則是一種非破壞性的方法，通過壓痕試驗可以在較小的損傷范圍內獲得材料的硬度值。此外，硬度與材料的化學成分、組織結構及加工工藝密切相關，因此硬度測試不僅能有效評估材料的力學性能，還能反映其微觀結構和制備過程的差異。材料的硬度表征方法為工程應用提供了科學支撐。在航空航天關鍵承力構件制造中，鈦合金鍛件的硬度參數需遵循特定工藝規范，這一要求直接關聯構件在極端工況下的服役穩定性與安全冗余度。因此硬度測試常常被用作判斷鍛件是否合格的標準之一。

TC11鈦合金的顯微組織直接影響其力學性能，通過熱處理工藝對顯微組織的調控，可以使其力學性能滿足不同服役條件的需求。甘章華等對TC4鈦合金的熱處理工藝研究發現，冷卻速度增加會顯著提升合金硬度，但超過相變點后溫度對硬度的提升作用減弱。范麗靜等在 Ti6321 鈦合金的熱處理發現，隨固溶溫度升高，硬度呈現先增加后穩定的趨勢。熊熠等對TC21 鈦合金的熱處理工藝研究指出，熱處理通過調控 α 相的形態和數量，使抗拉強度和屈服強度呈現先增后減的規律。這些研究均表明，固溶溫度與冷卻速率是調控鈦合金組織性能的關鍵因素。然而，針對 TC11鈦合金時效階段，溫度與保溫時間如何共同影響材料的硬度變化及微觀結構演變機制，仍缺乏系統的試驗驗證與理論解釋。Radan 等對鋁鋰合金、Cui 等對 Al-5Zn-0.03In-1Er 合金的熱處理工藝研究表明，時效過程中析出相行為對硬度有重要影響，但 TC11作為典型 (α+β)型雙相鈦合金，其時效過程中初生 α 相與 β 轉變組織的交互作用機制尚未明確。Qiao 等通過硬度測試優化高溫合金時效工藝，并建立組織 - 性能對應關系的方法，為本研究提供了借鑒。

本研究以 TC11鈦合金為研究對象，在參考前人關于鈦合金固溶冷卻規律相關研究的基礎上，重點探究時效溫度（530~800℃）與時效時間（1~24h）對其顯微組織和硬度的影響，結合梯度固溶工藝與分級時效工藝，揭示固溶 - 時效參數協同作用下 α 相含量、β 轉變組織形貌與硬度的關聯機制，旨在為 TC11鈦合金熱處理工藝優化及航空航天構件的性能提升提供實驗依據和理論支撐。

1、實驗材料與方法

1.1 實驗材料

實驗選用符合 GB/T2965 標準的 TC11鈦合金鍛造棒料（直徑準 25mm，供貨態為 α+β鍛造組織），其相變點范圍為 1010~1015℃。TC11合金的化學成分見表 1。從初始鍛態材料中切取尺寸為 3mm×3mm×2mm 的試樣。該合金的初始顯微組織如圖 1 所示，呈現標準的雙態組織，其中灰暗色部分為 α 相，白亮色部分為 β 相。

表 1 TC11鈦合金的化學成分（質量分數，%）

Al	Mo	Zr	Si	Ti
6.6	3.6	1.8	0.29	余量

1.2 實驗方法

TC11鈦合金的系列熱處理實驗均在 KSL-1200 型高溫箱式電阻爐進行。由于 TC11鈦合金的 β 轉變溫度為 1010~1015℃，將固溶溫度設定在 α+β兩相區（890~980℃），通過梯度溫度調控初生 α 相的溶解程度，制定固溶處理單階段與固溶時效兩階段熱處理策略，時效溫度（530~800℃）參考鈦合金析出強化工藝區間，覆蓋次生 α 相析出強化至組織粗化，具體的熱處理工藝參數如表 2、3 所示。

熱處理后，試樣依次用400~3000目的砂紙進行打磨，然后在磨拋機上使用Al2O3懸浮液進行機械拋光，每次拋光控制在5~10min，直至獲得無可見劃痕的鏡面反射表面。采用氫氟酸-硝酸混合溶液（體積比HF:NHO3​:H2O=2:3:10）對拋光后的金相樣品進行化學刻蝕，浸蝕時間嚴格控制在30s以精確顯露組織特征。最后，使用金相顯微鏡分析樣品顯微組織，并通過顯微硬度測試獲得硬度數據。

表 2 固溶處理工藝參數

組號	溫度 /℃	時間 /h	冷卻方式
1	890、900、920	1	AC
2	940	1	AC、FC
3	960	1	AC、FC
4	980	1	AC、FC

注：AC：air cooling，空冷；FC：furnace cooling，爐冷

表 3 固溶時效處理工藝參數

組號	固溶熱處理			時效熱處理
	溫度 /℃	時間 /h	冷卻方式	溫度 /℃	時間 /h	冷卻方式
1	940、960、980	1	AC	530	6	AC
2	940、960、980	1	FC	530	6	AC
3	960	1	AC	530	1、2、3、6、12、24	AC
4	980	1	FC	530、650、700、750、800	6	AC

2、 結果與討論

2.1 固溶溫度對 TC11顯微組織的影響

TC11 鈦合金試樣在（α+β）兩相區不同溫度下 進行加熱保溫， 之后分別在空冷和爐冷條件下冷卻 至室溫，得到的顯微組織分別如圖 2 和圖 3 所示。圖 2 表明， 經空冷處理的試樣顯微組織呈現典型的多 相結構特征，包含初生等軸 α 相晶粒、片層狀 α相、 針狀馬氏體以及 β 基體[10，14-15] 。 隨著固溶溫度從 940℃升至 980℃， 組織中等軸 α 相體積分數由 69.8% 降低到 37.3%，而 β 基體中次生片層 α 相的厚度逐 漸增大[6，16] ，組織中各相的體積分數和尺寸發生了明 顯變化。 這是由于空冷條件下，冷卻速度較快，析出 了馬氏體相和次生 α 相， 并彌散分布在 β 基體上 [17] 。

圖 3 為 TC11經不同固溶溫度保溫 1h 爐冷后的顯微組織。與空冷組織相比，爐冷組織的主要特點是等軸 α 相的尺寸更粗大，排列更加緊密，晶界伴有少量的 β 基體，固溶溫度從 940℃升至 980℃，組織中等軸 α 相體積分數由 67.8% 降到 33.2%。在爐冷條件下，冷卻速度緩慢，導致大量次生 α 相析出并充分生長，β 基體幾乎不可見，晶內 α 相由短變長、由窄變寬，如圖 3（a）、（b）所示。而在圖 3（c）中，由于溫度接近相變點，加熱時部分等軸 α 晶粒轉化為粗大的 β 晶粒，且由于冷卻緩慢，β 晶粒內部的 α 相開始形核長大，形成互相平行的 α 集束，當不同集束相遇時便停止了生長。

2.2 固溶溫度、冷卻方式對 TC11顯微組織的影響

圖 4 對比顯示了不同固溶方式對鈦合金時效組織的影響規律。經 530℃×6h 時效（空冷）處理后，與固溶處理結果相似，在相同的固溶溫度下，空冷試樣顯微組織的 α 相比例明顯低于爐冷處理的樣品。另外，由于空冷樣品的冷卻速率較高，β 基體中析出針狀馬氏體以及次生片層 α 相；而爐冷組織幾乎沒有 β 基體，僅在晶界處有少量的 β 基體。如圖 4（a）~（c）所示，固溶空冷時效后的顯微組織呈現典型的三相復合結構，包含初生等軸 α 晶粒、片層狀次生 α 相及 β 基體。隨固溶溫度趨近于 β 轉變溫度，初生等軸 α 晶粒呈現顯著粗化趨勢，而其體積分數呈現遞減特征。當固溶溫度從 940℃升至 980℃時，組織中等軸 α 相體積分數由 67.2% 降到 15%，相反 β 轉變組織含量占比則逐漸增加，析出大量的次生 α 相。這是由于接近 β 轉變溫度時，較大的等軸 α 相晶粒逐漸溶解，冷卻時次生 α 相首先在等軸組織與初始 β 基體的界面上形核，并沿著該界面方向擴展。隨著熱處理過程的進行，在晶界觀察到部分次生 α 相形核，并表現出連續粗化特征，促使原本細小的 α 相晶界逐步演化為具有更大尺寸的晶界 α 相。

如圖 4（d）~（f）所示，與冷卻速度較快的空冷組織相比，爐冷后的組織呈現出排列緊密且粗大的 α 相，且晶界附近伴有少量的 β 基體。隨著熱處理溫度從 940℃升至 980℃，組織中等軸 α 相體積分數從 76% 升至 80%，幾乎沒有改變；α 相的厚度不斷增加，晶內 α 相從短變長，由窄變寬，組織結構變得更加粗大和均勻，而且越靠近相變點，α 相的球化現象越顯著。

對比同一固溶溫度下不同冷卻方式的試樣組織可以發現，在空冷條件下，冷卻速度較快，β 基體中的次生 α 相缺乏足夠的時間轉變，因而只能以切變的方式迅速轉變為細小的馬氏體組織，這些組織均勻地彌散分布在 β 基體中。相反，在爐冷條件下，由于冷卻速度較慢，次生 α 相有充足的時間析出并生長，因此幾乎無法觀察到 β 基體的存在。

2.3 時效時間、時效溫度對 TC11顯微組織的影響

不同的固溶處理條件下，試樣經過不同時間的時效處理后，組織中初生等軸 α 相發生了顯著變化。隨著時效時間從 1h 升至 24h，組織中等軸 α 相體積分數先從 12% 升至 56%，最后降到 44% 趨于穩定，初生等軸 α 相的晶粒尺寸和含量呈現出先增加后減少，最終趨于穩定的變化趨勢。從圖 5（a）~（d）可見，隨著時效時間延長，初始細小的晶界 α 相逐漸粗化，晶內 α 相尺寸同步增大，呈現明顯的粗化趨勢，且 α 相體積分數持續增加。當時效時間延長至 12h 時，較大的 α 晶粒開始溶解，基體內的次生 α 相開始析出并進一步長大，形成了長條狀的 α 片層組織，如圖 5（e）所示。當時效時間進一步延長至 24h 時，β 基體內的細小片層 α 相得到了充分長大并球化，最終形成尺寸較大的等軸 α 組織。

圖 6、7 分別為 TC11鈦合金經 980℃固溶 1h 后爐冷，隨后在 530~800℃時效 6h 后的 OM 和 SEM 顯微組織。圖 6（a）、圖 7（a）為固溶態未時效組織，隨著時效溫度從 530℃提升至 800℃，初生 α 相的含量和晶粒大小未發生顯著變化，如圖 6（b）~（f）、圖 7（b）~（f）所示。定量分析組織中等軸 α 相的體積分數，其穩定在 80% 左右，幾乎沒有發生改變。這表明在 530~800℃的時效溫度范圍內，時效溫度對初生 α 相的影響較小。初生 α 相的形態和體積分數主要由固溶處理工藝所決定。

 

2.4 熱處理對 TC11鈦合金硬度的影響

使用 HV50 型維氏硬度計對不同熱處理試樣的硬度進行測量，加載載荷為 100N，每個試樣選擇 3 個測量點進行測試，測試時間為 20s，最后計算平均硬度值。表 4 為不同熱處理制度下 TC11試樣的平均硬度值。從表 4 可以看出，固溶溫度與冷卻方式協同調控硬度：980℃×1h 固溶空冷 + 530℃×6h 時效空冷下，TC11硬度最大，達 472.43HV，較原始態（383.76HV）提升 23.1%；相同固溶溫度下空冷的硬度值比爐冷的高。

表 4 不同熱處理制度下 TC11試樣的平均硬度值

編號	熱處理制度	硬度（HV）
1	原始態	383.76
2	980℃×1h，FC+530℃×6h，AC	461.76
3	980℃×1h，FC+650℃×6h，AC	459.70
4	980℃×1h，FC+700℃×6h，AC	448.96
5	980℃×1h，FC+750℃×6h，AC	428.53
6	980℃×1h，FC+800℃×6h，AC	395.13
7	960℃×1h，AC+530℃×1h，AC	460.20
8	960℃×1h，AC+530℃×2h，AC	452.90
9	960℃×1h，AC+530℃×4h，AC	467.63
10	960℃×1h，AC+530℃×6h，AC	453.21
11	960℃×1h，AC+530℃×12h，AC	441.06
12	960℃×1h，AC+530℃×24h，AC	453.90
13	940℃×1h，FC+530℃×6h，AC	416.03
14	960℃×1h，FC+530℃×6h，AC	440.21
15	940℃×1h，AC+530℃×6h，AC	434.93
16	980℃×1h，AC+530℃×6h，AC	472.43

圖 8 給出了不同固溶工藝下 530℃時效 6h 空冷后 TC11的顯微硬度。結果表明，固溶時效處理的試樣硬度受固溶溫度和冷卻方式影響很大。相同溫度下，空冷試樣硬度明顯高于爐冷試樣。結合圖 4~6 分析，鈦合金顯微硬度明顯受到合金中組成相含量的影響，隨著 β 轉變組織含量的增加，硬度呈現明顯的上升趨勢。進一步分析表明，在 β 相變點以下的加熱溫度范圍內，合金硬度隨著熱處理冷卻速度的增加而增大，同時隨著 β 轉變組織含量的增多而增大。

圖 9 為不同時效時間處理下 TC11的硬度。在 960℃固溶 1h，空冷 + 530℃時效空冷下，隨著時效時間延長，TC11合金的顯微硬度緩慢波動，表明時效時間對顯微硬度的調控作用有限。

圖 10 為不同時效溫度處理下 TC11的硬度。在 980℃固溶 1h，爐冷 + 不同溫度時效空冷下，隨時效溫度在 530~800℃范圍內增加，TC11鈦合金的顯微硬度逐漸降低，硬度值從 530℃的 462HV 降至 800℃的 395HV。

綜上，選擇高固溶溫度+快速冷卻，最大化β基體過飽和度并形成細片層α組織，強化位錯與界面協同作用；采用低固溶溫度+緩慢冷卻，保留較多初生等軸α相以改善塑性，同時避免β基體過度分解。通過精準控制二者可協調α相的含量與β轉變組織的形貌，為鈦合金構件性能優化提供有效途徑。

3、結論

（1）溶溫度調控初生α相含量：隨固溶溫度從940℃升至980℃，初生等軸α相體積分數下降，從69.8%降至37.3%。

（2）固溶冷卻方式決定 β 轉變組織形貌：空冷條件下冷卻速率大，β 相中析出細小片層狀 α 相及針狀馬氏體；爐冷條件下因擴散充分，β 相沿晶界析出排列緊密且粗大的 α 相，幾乎無 β 基體殘留。快速冷卻抑制了 α 相的粗大化，而緩慢冷卻為 α 相生長提供了充足時間，導致兩者組織形貌差異顯著。

（3）時效處理對組織性能影響較弱，時效溫度 530~800℃和時效時間 1~24h 對顯微組織和硬度的調控作用有限，長時時效僅會使部分 α 相發生一定程度的粗化。隨時效溫度增大，TC11的硬度逐漸降低。

（4）固溶溫度與冷卻方式協同調控硬度：980℃×1h 固溶空冷 + 530℃×6h 時效空冷下，TC11硬度最大，達 472.43HV，較原始態（383.76HV）提升 23.1%；相同固溶溫度下空冷的硬度比爐冷的高。

參考文獻

[1] 闞延勇，蘇方正，徐曦榮，等。工業用鈦及鈦合金材料的應用現狀 [J]. 上海化工，2023,48 (6):58-61.

[2] Abbasi S A,Feng P,Ma Y,et al.Influence of microstructure and hardness on machinability of heat-treated titanium alloy Ti-6Al-4V in end milling with polycrystalline diamond tools [J].International Journal of Advanced Manufacturing Technology,2016,86 (5/8):1393-1405.

[3] 袁武，余新平，潘光永.TC11鈦合金壓氣機盤等溫鍛造過程數值模擬研究 [J]. 模具制造，2024,24 (10):168-171.

[4] 王華，曹樂，吳天棟。熱處理制度對 TC11鈦合金高溫力學性能的影響 [J]. 鑄造技術，2024,49 (1):1-5.

[5] 甘章華，梁宇，踅趿鄭�等。葏s�理工覕卦TC4鈦合金組織及硬度的影響 [J]. 金屬熱處理，2014,39 (9):36-40.

[6] 范麗靜，王琳，宋雨宸，等。固溶溫度對 Ti6321 鈦合金組織及顯微硬度的影響 [J]. 中國體視學與圖像分析，2024,29 (1):29-34.

[7] 熊熠，肖國強。不同熱處理工藝對TC21 鈦合金組織及力學性能的影響 [J]. 鑄造技術，2015,36 (3):638-640.

[8] Radan L,Songmene V,Zedan Y,et al.Investigating the effect of heat treatment on the microstructure and hardness of aluminum-lithium alloys [J].Materials,2023,16 (19):6502.

[9] Cui J,Tang Z,Yu M,et al.Effect of heat treatment on microstructural evolution and microhardness change of Al-5Zn-0.03In-1Er alloy [J].Metals,2022,12 (3):370.

[10] Qiao X,Li B L,Wang T B,et al.Multi-scale microstructure regulation technology of near-α high temperature titanium alloy [J].Materials Science Forum,2019,944:92-98.

[11] 呂學春，趙文革，袁明榮，等.TC11鈦合金熱變形行為及微觀組織演變 [J]. 金屬熱處理，2023,48 (5):279-282.

[12] 秦飛，方軍，王珂，等.TC11鈦合金強化熱處理工藝研究 [J]. 金屬加工 (熱加工),2020 (1):60-62.

[13] Wu C, Zhan M.Microstructural evolution,mechanical properties and fracture toughness of near β titanium alloy during different solution plus aging heat treatments [J].Journal of Alloys and Compounds,2019,805:1144-1160.

[14] 同曉樂，張明玉，岳旭，等。固溶處理對 TC11鈦合金組織與性能的影響 [J]. 金屬熱處理，2023,48 (2):195-200.

[15] 孫鵬偉，王淼，李昊，等。工藝參數對 GH93 高溫合金組織演變及力學性能的影響 [J]. 陜西科技大學學報，2024,42 (1):125-130.

[16] 郭萍，趙永慶，曾衛東，等。兩相區熱處理對 TC4-DT 鈦合金斷裂韌性的影響 [J]. 稀有金屬材料與工程，2018,47 (4):1221-1225.

[17] 李欣，劉鴻羽，謝嘉琪，等.TC4 鈦合金熱處理工藝對其性能影響的研究進展 [J]. 材料導報，2024,38 (S2):440-443.

[18] 張偉。熱處理工藝對鈦合金微觀組織及高溫蠕變性能的影響 [J]. 冶金與材料，2024,44 (11):23-25.

[19] Wu C,Zhan M.Effect of solution plus aging heat treatment on microstructural evolution and mechanical properties of near-β titanium alloy [J].Transactions of the Nonferrous Metals Society of China,2019,29 (5):997-1006.

[20] Feng C,Li R,Liu Y,et al.Aging treatment effect on microstructure and mechanical properties of Ti-5Al-3V-1.5Mo2Zr titanium alloy drill pipe [J].Journal of Materials Engineering and Performance,2020,29 (11):7011-7025.

[21] Li Y,Xu G,Peng X,et al.Effect of different aging treatment on high temperature properties of die-forged Al-5.87Zn2.07Mg-2.42Cu alloy [J].Materials Characterization,2020,164:110239.

[22] 尚慶慧，郭金明，王國棟，等。固溶和時效處理對 TB9 鈦合金顯微組織及力學性能的影響 [J]. 熱加工工藝，2023,52 (14):147-149.

[23] 朱寧遠，陳世豪，廖強，等。固溶時效處理對 TC11鈦合金顯微組織和硬度的影響 [J]. 金屬熱處理，2022,47 (12):62-66.

[24] 方秀榮，劉鑫樂，劉軍毅，等。固溶時效工藝下TC4鈦合金鍛件殘余應力分析及其參數優化 [J]. 熱加工工藝，2025,54 (16):119-123.

[25] 楊彪，姚利科，崔科，等。高強韌 Ti55531 鈦合金表層梯度組織和硬度研究 [J]. 輕金屬，2024 (1):50-54.

（注，原文標題：熱處理工藝對TC11鈦合金顯微組織演變及硬度的影響研究_劉朝旭）

---

tag標簽:TC11鈦合金,顯微組織演變,時效參數,硬度機制,試驗驗證

---