TC6钛合金热处理工艺优化的关键指标关联：固溶温度对组织、织构（混合型→单一型）及断裂韧性的影响规律与工程应用指导

引言

钛及钛合金因其独特的物理化学特性成为现代工业中不可或缺的重要材料 [1,2]。该材料不仅表现出优异的耐蚀性能，能够抵抗多种酸、碱及盐溶液的侵蚀，还具备优异的低温韧性，即使在极寒环境下仍能保持良好的力学性能 [3]。此外，钛及钛合金还具有无磁性的特点，在强磁场环境中性能稳定，同时钛及钛合金还展现出良好的高温抗蠕变性能。基于这些特性，钛及钛合金材料被广泛应用于国防军工、海洋装备、航空航天以及石油化工等高新技术领域 [4]。TC6钛合金作为一种典型的两相钛合金，该合金通过添加适量的合金元素，显著提升其耐腐蚀性以及力学性能。由于该合金优秀的力学性能，其在航空结构部件 (如发动机支架、机身框架) 以及海洋工程装备 (如海水淡化装置、深海探测设备) 等领域得到广泛应用 [5,6]。

TC6钛合金中包含较多合金元素，故可对其进行热处理进行强化处理。目前关于TC6钛合金热处理的研究较多，如冯霞 [7] 研究了热处理对TC6钛合金力学性能的影响；陈红艳 [8] 研究了TC6钛合金微观组织演变规律及热处理工艺优化研究；雷晓飞等 [9] 研究了固溶时效处理对TC6钛合金显微组织与拉伸性能的影响。

目前，针对TC6钛合金热处理的研究主要集中在两相区 (α+β 区) 温度范围内，而对于单相区 (β 区) 温度下的组织演变与性能变化研究相对较少。此外，现有研究多聚焦于热处理温度对显微组织、拉伸性能及冲击韧性的影响，而关于晶体学织构演变以及断裂韧性等关键力学行为的系统性研究较为欠缺。因此，本文对TC6钛合金在两相区及单相区温度下进行多区间固溶处理，系统研究不同固溶温度对合金的显微组织演变、织构特征及断裂韧性的影响规律。该研究不仅有助于深化TC6钛合金组织演变与力学性能关联机制的理解，还能为优化其热处理工艺提供理论依据，对航空航天、海洋工程等高端装备制造领域的材料设计与工程应用具有重要的学术价值和实际指导意义。

1、试验材料与方法

本研究所采用的TC6钛合金板材由新疆湘润新材料科技有限公司提供，该合金以高纯度海绵钛为主要原料，配以多元中间合金作为合金化元素，在真空自耗电弧熔炼炉中经过 3 次真空自耗熔炼工艺获得成分均匀的铸锭。铸锭随后在高温条件下通过多火次锻造加工制成钛合金板坯，再经 2450 轧机经多道次轧制加工，制成厚度为 30mm 的TC6钛合金板材。经光谱分析测定，实验材料的具体化学成分 (质量分数) 为：6.16% Al、2.61% Mo、1.61% Cr、0.61% Fe、0.22% Si、0.14% O、Ti 余量。采用连续加热金相观察法对该合金的相变温度进行测试，通过分析不同温度下的显微组织演变特征，确定本试验所用TC6钛合金的 α+β/β 相变温度为 993℃。

对TC6钛合金板材进行取样加工，取样位置为板材心部，测试位置为板材轧制方向。基于该合金的 α+β/β 转变温度 993℃，设置多温度区间固溶工艺对试样进行加热处理。具体工艺参数为：960℃(α+β 两相区)、980℃(近相变点)、1000℃(略高于相变点) 和 1020℃(β 单相区) 四个温度梯度下保温 2h 后进行水淬 (WQ) 处理。热处理后试样分别进行微观组织观察、晶体结构表征以及断裂韧性测试。

实验设备选用方面，固溶处理采用 KSL-1700X 型精密箱式电阻炉，控温精度为 ±2℃；金相观察使用 Axiomatic A2000 型光学显微镜；晶体结构采用 Thermo Scientific 型扫描电子显微镜自带的镜头进行 EBSD 测试；采用 QBG-150 型高频疲劳试验机对经不同固溶温度处理后的试样进行断裂韧性测试，测试过程均按照相关国际标准执行，确保实验数据的可靠性和重复性。

2、试验结果与分析

2.1 微观组织分析

图 1 展示了TC6钛合金经不同固溶温度处理后的显微组织演变规律。通过微观组织分析可以发现，固溶温度对合金的微观结构产生了显著影响，经过固溶处理的试样中初生 α 相含量产生显著变化，且组织中析出针状 α 相。

经 960℃两相区温度固溶处理，加热会促使部分初生 α 相溶解进入 β 基体。在加热后的水淬快速冷却条件下，β 相发生马氏体相变，形成细针状 α' 相。随着加热温度升高至 980℃，热力学驱动力增强，导致初生 α 相进一步溶解，组织中初生 α 相比例降低，且次生 α' 相的析出密度显著提高，并发现经两相区处理后的组织具有双态结构特征，即由未溶解的初生 α 相和冷却过程中形成的 α' 相共同组成。

当加热温度达到 1000℃进入 β 单相区后，组织发生根本性转变。此时初生 α 相完全溶解，形成均匀的粗大 β 晶粒结构，晶界清晰可见。在快速冷却过程中，β 相发生完全马氏体转变，晶粒内部均匀分布着高密度的细针状 α 相。继续升温至 1020℃时，组织形貌与 1000℃处理试样相似，但由于温度升高提供了更大的相变驱动力，析出 α' 相发生明显增加，针状特征更为显著。发现经单相区处理后的组织完全不再保留任何初生 α 相，主要由 α' 相构成，形成细片层转变组织。

2.2 晶体结构分析

图 2 展示了TC6钛合金在不同固溶温度处理后的极图演变规律。发现固溶温度由两相区温度升至单相区温度的过程中，晶体结构差异显著。在此过程中，合金极图中 {0001} 晶面的织构类型由混合织构转变为单一织构，且织构强度逐渐降低，由 6.94 降低至 5.74。

固溶温度为两相区时，组织由初生 α 相以及针状 α' 相构成，此时极图表现为 α 相和 α' 相各自的晶体学取向特征，故织构类型呈现出混合织构类型。固溶温度为单相区时，初生 α 相完全溶解，组织中仅保留 α' 相，此时极图仅反映 α' 相的晶体学取向特征，故极图类型从两相混合型织构转变为单一类型织构 [10]。

固溶温度为两相区时，组织中初生 α 相含量较高，其织构强度较高。这是因其在热加工或变形过程中易形成择优取向。固溶温度升高接近相变点时，初生 α 相逐渐溶解，α' 相比例增加，初生 α 相的择优取向被破坏，织构强度减弱。固溶温度升至单相区后，组织中析出大量 α' 相，形成新的织构。初生 α 相的溶解破坏了原有结构的取向连续性，而 α' 相的形成引入新的晶粒取向，导致织构强度降低 [11]。

2.3 断裂韧性分析

图 3 展示了TC6钛合金在不同固溶温度处理后的断裂韧性 (KIC) 变化趋势。发现随固溶温度逐步升高，合金的断裂韧性值由 40MPa・m¹/² 显著提升至 68MPa・m¹/²，表明材料抵抗裂纹扩展的能力随着固溶温度升高而得到明显增强。

断裂韧性作为材料抵抗裂纹稳定扩展的关键力学性能指标，其数值大小直接反映了材料在裂纹尖端应力集中条件下的抗断裂能力 [12]。在断裂韧性测试过程中，试样需预制一条尖锐的疲劳裂纹，以模拟真实工况下的裂纹扩展行为。由于预制裂纹的尖端曲率半径极小 (接近理论极限值)，裂纹前沿的塑性变形区尺寸与材料的微观组织特征处于同一数量级，导致裂纹萌生数量减少 [13]。因此，裂纹扩展阶段的能量耗散机制成为主导因素，宏观裂纹路径的延伸方式对断裂韧性具有决定性影响 [14]。

通过对不同固溶温度处理的TC6钛合金裂纹扩展路径进行分析。在较低固溶温度条件下，合金呈现出以初生 α 相为主导的显微组织特征，初生 α 相由于具有相对较低的相界结合能，对裂纹尖端前进的阻碍作用较弱，难以对裂纹扩展形成有效的阻碍 [15]。这种组织结构特征促使裂纹倾向于选择最小阻力路径扩展，在宏观上表现为近乎直线的扩展轨迹 (图 4a)。此时，裂纹扩展过程中的能量耗散主要来源于有限的基体塑性变形，其能量吸收值处于较低水平。随着固溶温度升高，热力学驱动力促使初生 α 相体积分数显著下降，且 α' 相含量开始增加。这些 α' 相的增加会改变裂纹扩展的动力学行为。裂纹在扩展过程中需要反复穿透 α' 相，这一过程不仅需要克服更高的相界结合能，还会在裂纹尖端引发显著的应力集中效应。这种交互作用导致裂纹尖端产生多重分叉和转向现象，显著提高裂纹扩展的阻力 (图 4b)。

当固溶温度进一步升高进入单相 β 区时，合金经历完全相变重组，形成以粗大 β 晶粒为基体、均匀分布大量 α' 相的典型组织，这种特殊的微观结构对裂纹扩展行为产生双重调控作用。在晶粒内部，均匀分布的 α' 相会有效阻碍裂纹的扩展路径。而在晶界区域，由于溶质元素偏析和界面能差异形成的弱化边界则成为裂纹优先扩展路径。这种复合扩展机制导致裂纹在扩展过程中需要不断跨越晶界障碍，进而导致裂纹扩展路径的曲折程度增加 (图 4c、图 4d)，使其在裂纹扩展过程中吸收更多能量，使合金断裂韧性增加。

3、结论

(1) 固溶温度升高促使TC6钛合金中初生 α 相逐渐溶解，并在水淬后形成细针状 α' 相，最终在单相区完全转变为细片层转变组织。

(2) 固溶温度由两相区温度升至单相区温度的过程中，合金极图中 {0001} 晶面的织构类型由混合织构转变为单一织构，且织构强度逐渐降低，由 6.94 降低至 5.74。

(3) 随固溶温度逐步升高，合金的断裂韧性值不断增加，表明材料抵抗裂纹扩展的能力随着固溶温度升高而得到明显增强。

参考文献

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（注，原文标题：固溶温度对TC6钛合金组织、织构与断裂韧性的影响）

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