鈦基復(fù)合材料兼具高比強(qiáng)度、優(yōu)異的耐腐蝕性及良好的高溫服役性能，在航空航天、海洋工程、生物醫(yī)學(xué)等高端裝備領(lǐng)域展現(xiàn)出廣闊的應(yīng)用前景[1-3]。(TiB+TiC)/TC4 鈦基復(fù)合材料作為一種新型高性能結(jié)構(gòu)材料，通過原位合成技術(shù)在 TC4 鈦合金基體中引入 TiB 晶須與 TiC 顆粒構(gòu)成雙增強(qiáng)相，既能顯著提升基體的強(qiáng)度與硬度，又能較好地保留鈦合金本身優(yōu)異的耐腐蝕特性，在承載類結(jié)構(gòu)件領(lǐng)域具有重要的應(yīng)用價(jià)值[4-7]。然而，該類復(fù)合材料在實(shí)際生產(chǎn)與應(yīng)用過程中仍面臨諸多挑戰(zhàn)，例如經(jīng)鍛造加工后，增強(qiáng)相與基體界面易萌生微觀缺陷，且材料整體塑性偏低，大幅制約了其在復(fù)雜載荷工況中的推廣應(yīng)用[8-11]。

固溶時(shí)效熱處理是鈦合金材料最為關(guān)鍵的后續(xù)處理工藝之一。通過精準(zhǔn)調(diào)控?zé)崽幚頊囟?、保溫時(shí)間及冷卻速率等關(guān)鍵參數(shù)，可有效調(diào)控材料的微觀組織，進(jìn)而實(shí)現(xiàn)材料綜合力學(xué)性能的優(yōu)化調(diào)控[12-15]。對(duì)于(TiB+TiC)/TC4 鈦基復(fù)合材料而言，固溶時(shí)效處理不僅顯著影響 TC4 基體中 α+β 相的組成、形貌與分布特征，同時(shí)對(duì)增強(qiáng)相的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性及增強(qiáng)體/基體界面特性亦具有重要調(diào)控作用[16]。

優(yōu)化固溶時(shí)效熱處理工藝參數(shù)，是實(shí)現(xiàn)(TiB+TiC)/TC4 復(fù)合材料綜合性能最大化的關(guān)鍵。固溶溫度的選取需綜合考量基體相轉(zhuǎn)變行為、晶粒長大趨勢(shì)及增強(qiáng)相結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性等多重因素[17-19]。研究表明，在 α+β兩相區(qū)（900 ℃-950 ℃）進(jìn)行固溶處理，可使材料獲得最優(yōu)綜合力學(xué)性能。該溫度區(qū)間既能保證合金元素充分固溶，又可保留適量初生 α 相，有利于實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度與韌性的協(xié)同提升。時(shí)效溫度與保溫時(shí)間的優(yōu)化，則需在析出強(qiáng)化效應(yīng)與過時(shí)效軟化行為之間建立合理平衡[20]。另外，在 500 ℃-600 ℃范圍內(nèi)進(jìn)行時(shí)效處理可獲得最佳強(qiáng)化效果；其中，在時(shí)效溫度 550 ℃、保溫時(shí)間 8 h 條件下，復(fù)合材料可實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度與塑性的良好匹配。冷卻速率對(duì)材料最終顯微組織與力學(xué)性能具有顯著調(diào)控作用[21]。熱處理后采用空冷方式可使材料獲得較為均衡的綜合性能；而水冷雖能進(jìn)一步提高強(qiáng)度，但會(huì)導(dǎo)致塑性明顯下降[22-23]。此外，固溶時(shí)效熱處理對(duì)該復(fù)合材料表面鈍化膜的形成與組分演變亦具有重要調(diào)控作用，且經(jīng)適宜熱處理后，材料表面可形成更為致密、均勻的鈍化膜[24]。綜上所述，通過合理調(diào)控固溶時(shí)效熱處理制度，可實(shí)現(xiàn)對(duì)(TiB+TiC)/TC4 鈦基復(fù)合材料力學(xué)性能與表面性能的協(xié)同優(yōu)化。

本文旨在系統(tǒng)探究固溶時(shí)效熱處理對(duì)鍛態(tài) 5 vol.%(TiB+TiC)/TC4 鈦基復(fù)合材料微觀組織、力學(xué)性能及電化學(xué)腐蝕性能的影響機(jī)制。通過分析不同工藝參數(shù)下材料的微觀組織演變規(guī)律，結(jié)合力學(xué)測(cè)試、電化學(xué)測(cè)試技術(shù)，闡明熱處理對(duì)材料相組成、組織均勻性、力學(xué)性能、鈍化膜特性等關(guān)鍵因素的調(diào)控機(jī)理，為該類材料的工程應(yīng)用提供科學(xué)依據(jù)和技術(shù)支撐。

1、實(shí)驗(yàn)

1.1 熱處理實(shí)驗(yàn)方案

實(shí)驗(yàn)所用原材料為直徑15mm、長度80mm的TC4鈦合金棒材。針對(duì)該鈦基復(fù)合材料，分別采用常規(guī)β單相區(qū)與α+β兩相區(qū)固溶時(shí)效工藝進(jìn)行熱處理。前期差示掃描量熱(DSC)測(cè)試結(jié)果表明，5 vol.%(TiB+TiC)/TC4鈦基復(fù)合材料的相變溫度為1037°C?；诖?，本研究確定的具體熱處理工藝參數(shù)如表1所示。為便于后續(xù)表述，將經(jīng)HT1、HT2、HT3、HT4工藝處理的復(fù)合材料分別命名為HT1、HT2、HT3、HT4，以Forming表示鍛態(tài) 5 vol.%(TiB+TiC)/TC4鈦基復(fù)合材料。

表1 鈦基復(fù)合材料熱處理工藝

1.2 金相樣品制備與觀察

采用線切割加工尺寸為10mm×10mm×5mm的塊體試樣，依次使用150目、800目、2000目及3000目砂紙打磨測(cè)試面至表面平整光滑，試樣底面使用150目砂紙磨至水平，將打磨后的試樣置于盛有酒精的燒杯中(酒精液面完全浸沒試樣)，并用超聲儀震動(dòng)清洗10min，清洗結(jié)束后將樣品表面吹干。本實(shí)驗(yàn)使用Smartlab-9kw型X射線衍射儀進(jìn)行XRD實(shí)驗(yàn)。測(cè)試在室溫條件下進(jìn)行，掃描角度范圍為5°~90°，采用Cu靶  K a 射線(  λ =0.15406 nm)，加速電壓為40 kV，電流為40 mA，掃描速度2.83(°)/min，實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)借助MDI Jade6軟件進(jìn)行處理，將實(shí)際物相衍射峰與PDF標(biāo)準(zhǔn)卡片對(duì)比，確定材料物相組成。

對(duì)不同熱處理后的棒材進(jìn)行顯微組織表征。利用線切割切取為直徑12mm、厚度5mm的圓柱金相試樣。金相試樣依次經(jīng)150目、800目、2000目和3000目砂紙研磨后，采用粒徑為50nm的SiO?懸濁拋光液進(jìn)行機(jī)械拋光。隨后，利用Kroll試劑(1%~3%HF，2%~6%HNO?水溶液)對(duì)拋光試樣進(jìn)行腐蝕處理。采用蔡司AXIOVERT 200MAT型金相顯微鏡(OM)和TESCAN MIRA3型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)對(duì)樣品的顯微組織進(jìn)行觀察。

1.3 力學(xué)性能測(cè)試

室溫拉伸實(shí)驗(yàn)使用國標(biāo)M10-Φ3拉伸棒，尺寸如圖1所示。本實(shí)驗(yàn)選用Z150型萬能試驗(yàn)機(jī)開展室溫拉伸測(cè)試，測(cè)試過程嚴(yán)格遵循《GB/T 228.1-2021金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第一部分:室溫實(shí)驗(yàn)方法》標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行，拉伸速率為屈服前0.4mm/min，屈服后2.8mm/min。拉伸實(shí)驗(yàn)前將拉伸棒置入無水乙醇中進(jìn)行超聲波清洗，清洗完畢后吹干表面。為消除實(shí)驗(yàn)誤差，確保數(shù)據(jù)的準(zhǔn)確性，每種試樣均重復(fù)進(jìn)行3次拉伸實(shí)驗(yàn)。

1.4 耐腐蝕性能表征

電化學(xué)實(shí)驗(yàn)試樣為尺寸10 mm×10 mm×5 mm的塊體，使用線切割取出塊體后，在磨床上用240號(hào)砂輪打磨樣品表面，確保表面平整無明顯缺陷。將銅導(dǎo)線焊接至試樣表面，然后使用樹脂與固化劑進(jìn)行冷鑲嵌處理。對(duì)鑲嵌后試樣的待測(cè)工作面依次使用800目、2000目砂紙研磨至表面平整光滑，然后置于無水乙醇中超聲波清洗，最后用吹風(fēng)機(jī)吹干備用。

電化學(xué)測(cè)試采用 Gamry Reference 600+型三電極系統(tǒng)電化學(xué)工作站。待測(cè)試樣作為工作電極，對(duì)電極為15 mm×15 mm×1 mm的鉑板，參比電極為飽和甘汞電極。每次電化學(xué)測(cè)試前，先在-1.2 V SCE 電位下進(jìn)行180s陰極極化處理，以去除樣品表面天然鈍化膜。為保證測(cè)試系統(tǒng)的穩(wěn)定性，先測(cè)試1800s的開路電位(Open Circuit Potential，OCP)，然后進(jìn)行電化學(xué)阻抗譜(Electrochemical Impedance Spectroscopy，EIS)測(cè)試，工作峰值正弦電壓為10mV，頻率范圍為  10 ?2Hz ～  10 5Hz，采用 Zview軟件對(duì) EIS數(shù)據(jù)進(jìn)行擬合分析。每組試樣至少重復(fù)3次EIS測(cè)量，以確保數(shù)據(jù)的可重復(fù)性。隨后，在掃描范圍為-0.25V SCE ~2V SCE (相對(duì)于OCP),掃描速率為 0.1667 mV/s的條件下進(jìn)行動(dòng)電位極化測(cè)試。

2、實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 不同熱處理后鈦基復(fù)合材料的相組成

圖2為不同熱處理工藝下鈦基復(fù)合材料的X射線衍射圖譜。由圖2(a)可見，經(jīng)固溶時(shí)效熱處理后，5 vol.%(TiB+TiC)/TC4鈦基復(fù)合材料主要由α-Ti、β-Ti、TiB及TiC相組成;與鍛態(tài)材料相比，其物相組成未發(fā)生明顯改變，亦無新相生成。但在HT4試樣的XRD曲線中，TiC相的(200)晶面特征衍射峰強(qiáng)度顯著升高。如圖2(b)所示，HT1~HT3試樣的 TiC(200)峰強(qiáng)度相近，而 HT4試樣該衍射峰強(qiáng)度明顯增強(qiáng)，表明HT4中TiC相的相對(duì)含量有所提升。

2.2 熱處理對(duì)鈦基復(fù)合材料顯微組織的影響

圖3為不同熱處理工藝處理后5vol.%(TiB+TiC)/TC4鈦基復(fù)合材料的顯微組織形貌。由圖可知,固溶時(shí)效熱處理顯著改變了鍛態(tài)復(fù)合材料的基體組織，但對(duì)TiB增強(qiáng)相的分布特征影響較小:TiB增強(qiáng)相在橫向截面仍呈均勻分布，在縱向截面沿鍛造過程中材料的流變方向定向排列。圖3(a1)與圖3(a2)為HT1試樣的顯微組織，可見其基體由等軸狀或近等軸狀初生α相、β轉(zhuǎn)變組織、針狀次生α相及TiB增強(qiáng)相組成。其中，次生α相寬度小于1μm，交錯(cuò)分布于β轉(zhuǎn)變組織內(nèi)部;初生α相呈均勻分布，體積分?jǐn)?shù)大于50%，整體呈現(xiàn)典型的等軸組織特征。圖3(b1)與圖3(b2)為HT2試樣的橫、縱向顯微組織，其整體組織形態(tài)與HT1試樣相似，均為等軸組織，但等軸狀初生α相的含量較HT1顯著降低。圖3(c1)與圖3(c2)為HT3試樣的顯微組織，其初生α相數(shù)量大幅減少且彼此互不連通，體積分?jǐn)?shù)低于30%，基體以β轉(zhuǎn)變組織為主，表明HT3試樣形成了典型的雙態(tài)組織。HT4試樣的橫、縱向顯微組織如圖3(d1)與圖3(d2)所示，其等軸狀初生α相已完全消失，β轉(zhuǎn)變組織基體上分布著相互交織呈網(wǎng)籃形貌的針狀次生α相，說明在β相區(qū)進(jìn)行固溶時(shí)效熱處理可使復(fù)合材料獲得網(wǎng)籃狀組織。此外，由圖3(d1)與圖3(d2)可觀察到，基體中出現(xiàn)球形或近球形的顆粒狀相，其粒徑約為2μm，呈彌散分布狀態(tài)。該顆粒狀相的分布位置與原等軸狀初生α相的消失位置高度吻合，推測(cè)為析出的新生TiC相。β相區(qū)固溶時(shí)效過程中析出TiC相的原因可歸結(jié)為:C元素在鈦合金α相中的固溶度較高，而在β相中的固溶度顯著較低。當(dāng)在β相區(qū)進(jìn)行固溶處理時(shí)，基體內(nèi)部的α片層完全溶入基體，原本固溶于α相中的C元素重新析出，并與周圍的Ti元素發(fā)生反應(yīng)，最終生成彌散分布的顆粒狀TiC相。

為進(jìn)一步明確不同形貌增強(qiáng)相的化學(xué)成分，以HT4試樣為研究對(duì)象進(jìn)行能譜(EDS)分析。圖4為試樣局部區(qū)域的主要元素面分布圖。由圖4(b)、(c)可見，棒狀形貌區(qū)域富含B元素，近球形顆粒區(qū)域富集C元素;Ti、Al、V元素在基體中呈均勻彌散分布。對(duì)圖4(a)中不同形貌組織進(jìn)行EDS點(diǎn)掃描，結(jié)果如表2所示。點(diǎn)掃描定量分析表明:位置1、2主要由Ti、Al、V、Fe組成，對(duì)應(yīng)β轉(zhuǎn)變組織基體;位置3、4的棒狀相以Ti、B為主，確認(rèn)為TiB增強(qiáng)相;位置5、6的近球形顆粒相主要含Ti、C，判定為TiC增強(qiáng)相。

表2 HT4表面典型組織EDS成分分析(at.%)

由圖5可見，經(jīng)固溶時(shí)效熱處理后，復(fù)合材料中增強(qiáng)相周圍的微孔缺陷顯著減少，其中HT4試樣幾乎未觀察到明顯孔洞。使用Image軟件對(duì)鈦基復(fù)合材料內(nèi)部孔隙進(jìn)行定量表征，結(jié)果如圖5所示。鍛態(tài)5 vol.%(TiB+TiC)/TC4鈦基復(fù)合材料的孔隙率為0.062%，經(jīng)固溶時(shí)效處理后孔隙率大幅下降，HT1試樣孔隙率降至0.046%。隨著固溶溫度的升高，材料孔隙率呈逐漸降低趨勢(shì);當(dāng)固溶溫度升高至  β相變點(diǎn)以上時(shí)，HT4試樣孔隙率達(dá)到最低值 0.003%。固溶溫度的升高過程伴隨著鈦基復(fù)合材料基體的持續(xù)相變,表明相變過程可促使基體對(duì)硬質(zhì)增強(qiáng)相周圍的孔隙產(chǎn)生填充效應(yīng)，進(jìn)而有效降低材料孔隙率。

2.3 熱處理對(duì)鈦基復(fù)合材料力學(xué)性能的影響

圖6為不同固溶時(shí)效熱處理工藝下5 vol.%(TiB+TiC)/TC4鈦基復(fù)合材料的室溫工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線，由圖可知，與未經(jīng)過熱處理的鍛態(tài)試樣相比，經(jīng)不同固溶溫度處理后的復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度均實(shí)現(xiàn)顯著提升，表明固溶時(shí)效熱處理通過調(diào)控基體顯微組織，可有效優(yōu)化材料的室溫力學(xué)性能，這與前期顯微組織觀察結(jié)果形成良好呼應(yīng)。具體而言，HT1、HT2、HT3、HT4試樣的抗拉強(qiáng)度分別為1394MPa、1408MPa、1358 MPa、1354MPa，斷后延伸率分別為5.5%、5.0%、5.5%、5.5%，整體變化趨勢(shì)表現(xiàn)為:抗拉強(qiáng)度隨固溶溫度升高呈先升高后降低的規(guī)律，而斷后延伸率基本保持穩(wěn)定。

2.4 熱處理對(duì)鈦基復(fù)合材料耐腐蝕性能的影響

圖7(a)為不同熱處理工藝下5 vol.%(TiB+TiC)/TC4鈦基復(fù)合材料的開路電位(OCP)曲線。由圖可知，所有試樣的開路電位曲線變化趨勢(shì)基本一致，均先小幅度下降、隨后逐漸升高并最終趨于穩(wěn)定。開路電位曲線的穩(wěn)定趨勢(shì)表明，試樣表面在測(cè)試過程中逐步形成穩(wěn)定的初始鈍化膜，測(cè)試體系處于穩(wěn)定狀態(tài)，證明后續(xù)電化學(xué)測(cè)試結(jié)果具有良好的可靠性與重復(fù)性。圖7(b)為各試樣的動(dòng)電位極化曲線，所有試樣呈現(xiàn)相似的極化變化規(guī)律:隨著掃描電位的升高，腐蝕電流密度先逐漸增大，隨后進(jìn)入平緩的鈍化區(qū)間，此階段材料表面形成致密穩(wěn)定的鈍化膜，有效抑制腐蝕反應(yīng)的進(jìn)行;當(dāng)電位進(jìn)一步升高至擊穿電位后，表面鈍化膜發(fā)生破損，腐蝕電流密度再次顯著增大，材料進(jìn)入過鈍化腐蝕階段。結(jié)合前文顯微組織分析可知，不同熱處理工藝導(dǎo)致的基體組織差異(等軸、雙態(tài)、網(wǎng)籃組織)，會(huì)影響表面鈍化膜的形成速率與致密程度，進(jìn)而對(duì)極化曲線的鈍化區(qū)間寬度、腐蝕電流密度產(chǎn)生調(diào)控作用。

表3 復(fù)合材料極化曲線擬合數(shù)據(jù)

采用Tafel外推法對(duì)極化曲線進(jìn)行擬合，得到各試樣的腐蝕電位( E corr )與腐蝕電流密度( I corr )，具體數(shù)據(jù)如表3所示。腐蝕電位與腐蝕電流密度是評(píng)價(jià)材料耐腐蝕性能的核心指標(biāo):腐蝕電位越正，材料的熱力學(xué)穩(wěn)定性越高，越不易發(fā)生腐蝕;腐蝕電流密度越小，腐蝕反應(yīng)速率越慢，材料的耐腐蝕性能越優(yōu)異。由表3數(shù)據(jù)可見，隨著固溶溫度的升高，復(fù)合材料的腐蝕電位持續(xù)負(fù)移，腐蝕電流密度逐漸增大，表明提升固溶溫度會(huì)加劇材料表面電化學(xué)腐蝕的熱力學(xué)趨勢(shì)與動(dòng)力學(xué)速率，致使復(fù)合材料耐蝕性能逐步下降。

3、分析討論

3.1 熱處理對(duì)鈦基復(fù)合材料組織機(jī)制分析

(TiB+TiC)/TC4鈦基復(fù)合材料的基體相結(jié)構(gòu)演變主要遵循TC4鈦合金的相變規(guī)律，而增強(qiáng)相的引入會(huì)對(duì)基體相變過程產(chǎn)生顯著影響。在固溶處理過程中，當(dāng)溫度升高至β相變點(diǎn)以上時(shí)，基體中的  α相逐步向β相轉(zhuǎn)變，該相變行為受到增強(qiáng)相分布、合金元素濃度、加熱速率等多種因素共同調(diào)控。在α+β兩相區(qū)進(jìn)行固溶處理時(shí)，基體組織主要由初生α相和轉(zhuǎn)變?chǔ)孪嘟M成。隨著固溶溫度的升高，初生α相的體積分?jǐn)?shù)逐漸降低，β相含量隨之增加。當(dāng)固溶溫度接近β相變點(diǎn)時(shí)，大部分  α相溶解于β相中，形成過飽和的β固溶體。增強(qiáng)相TiB和TiC的存在對(duì)α-β相變行為具有顯著影響。這些增強(qiáng)相主要分布在β晶界處，通過釘扎作用抑制β晶粒的長大，從而細(xì)化基體組織。此外，適宜的固溶時(shí)效熱處理可以有效消除鍛造加工在增強(qiáng)相周邊誘發(fā)的孔洞缺陷。

3.2 熱處理對(duì)鈦基復(fù)合材料力學(xué)性能機(jī)制分析

本實(shí)驗(yàn)中，HT1與HT2試樣均呈現(xiàn)等軸組織，基體內(nèi)部保留一定量等軸狀初生  α相，其中HT1的初生α相體積分?jǐn)?shù)>50%，HT2試樣相對(duì)更低。等軸狀初生α相可有效阻礙位錯(cuò)滑移與纏結(jié)，提升抗拉強(qiáng)度，同時(shí)等軸組織具備良好的變形協(xié)調(diào)性，能夠保障材料獲得穩(wěn)定的斷后延伸率。HT2強(qiáng)度略高于HT1，因初生  α相數(shù)量適宜，β轉(zhuǎn)變組織占比提升，  α相強(qiáng)化與β相塑性實(shí)現(xiàn)更佳匹配。 HT3為雙態(tài)組織，初生  α相體積分?jǐn)?shù)<30%且孤立分布，位錯(cuò)阻礙作用削弱，易在α相與β基體界面處產(chǎn)生應(yīng)力集中，導(dǎo)致強(qiáng)度下降;但β轉(zhuǎn)變組織占比提升補(bǔ)償了塑性，使斷后延伸率仍維持在5.5%。HT4試樣中形成的近球形新生TiC顆粒具有一定顆粒強(qiáng)化作用，可通過載荷傳遞、阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)及界面位錯(cuò)累積提高局部變形抗力。然而，該TiC顆粒尺寸約為2μm，數(shù)量有限且分布不連續(xù)，其強(qiáng)化貢獻(xiàn)相對(duì)有限。相比之下，HT4中初生α相完全消失，網(wǎng)籃組織協(xié)調(diào)變形能力下降，片層α/β界面增多并易誘發(fā)局部應(yīng)力集中。因此，新生TiC顆粒的強(qiáng)化效應(yīng)不足以抵消網(wǎng)籃組織帶來的整體弱化作用，使HT4試樣抗拉強(qiáng)度低于等軸組織HT1和HT2試樣。此外，固溶時(shí)效熱處理顯著降低了增強(qiáng)相周邊的孔隙率，提升了基體與增強(qiáng)相的界面結(jié)合強(qiáng)度，強(qiáng)化了界面載荷傳遞與承載強(qiáng)化作用。綜上，不同顯微組織復(fù)合材料的室溫抗拉強(qiáng)度整體規(guī)律為:等軸組織(HT2、HT1)>雙態(tài)組織(HT3)>網(wǎng)籃組織(HT4)。研究闡明了固溶溫度通過調(diào)控基體顯微組織演變進(jìn)而影響力學(xué)性能的內(nèi)在機(jī)理，可為該類鈦基復(fù)合材料的熱處理工藝優(yōu)化提供理論依據(jù)與實(shí)驗(yàn)支撐。

3.3 熱處理對(duì)鈦基復(fù)合材料耐腐蝕性能機(jī)制分析

結(jié)合前期顯微組織演變規(guī)律，熱處理后復(fù)合材料的耐腐蝕性能的變化可通過基體組織形態(tài)及相界面特征的調(diào)控機(jī)制進(jìn)行解釋:鍛態(tài)復(fù)合材料經(jīng)固溶時(shí)效熱處理后，隨著固溶溫度升高，基體中等軸狀初生α相含量逐漸降低，β轉(zhuǎn)變組織及其中的針狀次生  α相含量不斷增多，最終由等軸組織逐步轉(zhuǎn)變?yōu)殡p態(tài)組織、網(wǎng)籃組織。鈦合金的腐蝕反應(yīng)主要發(fā)生在α相與β相的相界面處，這是由于α相(密排六方結(jié)構(gòu))與β相(體心立方結(jié)構(gòu))的晶體結(jié)構(gòu)差異，導(dǎo)致兩相的電極電位存在明顯差異，相界面處易形成微原電池，引發(fā)電偶腐蝕。固溶溫度升高導(dǎo)致β轉(zhuǎn)變組織及針狀次生  α相增多，使得  α相與β相的相界面數(shù)量顯著增加，相界面處形成的微原電池?cái)?shù)量隨之增多[25-26];同時(shí)，針狀次生  α相與  β基體的相界面結(jié)合狀態(tài)相較于等軸狀初生α相更不穩(wěn)定，易成為腐蝕介質(zhì)的滲透通道，進(jìn)一步加速腐蝕反應(yīng)的進(jìn)行。此外，固溶溫度升高過程中，基體相變導(dǎo)致的組織應(yīng)力及界面應(yīng)力，會(huì)誘發(fā)表面鈍化膜產(chǎn)生微觀缺陷，降低鈍化膜的完整性與穩(wěn)定性，進(jìn)一步削弱材料的耐腐蝕性能。綜合來看，固溶時(shí)效熱處理整體不利于鍛態(tài)5 vol.%(TiB+TiC)/TC4鈦基復(fù)合材料的表面電化學(xué)性能，且固溶溫度越高，耐腐蝕性能弱化越明顯，這為該復(fù)合材料熱處理工藝的優(yōu)化的綜合性能調(diào)控提供了重要的電化學(xué)理論支撐。

4、結(jié)論

本研究通過對(duì)鍛態(tài) 5 vol.%(TiB+TiC)/TC4鈦基復(fù)合材料進(jìn)行不同溫度梯度的固溶時(shí)效熱處理，系統(tǒng)探究其對(duì)材料顯微組織演變、力學(xué)性能及耐腐蝕性能的影響規(guī)律，并揭示其內(nèi)在作用機(jī)理，具體結(jié)論如下:

1)固溶時(shí)效熱處理可顯著調(diào)控5vol.%(TiB+TiC)/TC4鈦基復(fù)合材料的基體顯微組織，增強(qiáng)相TiB、TiC對(duì)基體α-β相變具有調(diào)控作用。隨著固溶溫度升高，基體組織由等軸組織(HT1、HT2)逐步轉(zhuǎn)變?yōu)殡p態(tài)組織(HT3)，最終在β相區(qū)固溶后形成網(wǎng)籃組織(HT4);TiB、TiC增強(qiáng)相主要分布于β晶界，通過釘扎作用細(xì)化基體晶粒，同時(shí)適宜的熱處理可消除鍛造過程中在增強(qiáng)相周邊產(chǎn)生的孔洞缺陷。

2)熱處理通過調(diào)控基體組織形態(tài)實(shí)現(xiàn)對(duì)復(fù)合材料室溫力學(xué)性能的優(yōu)化，不同組織對(duì)應(yīng)的拉伸強(qiáng)度順序?yàn)?等軸組織(HT2、HT1)>雙態(tài)組織(HT3)>網(wǎng)籃組織(HT4)。等軸組織因初生α相的位錯(cuò)阻礙作用及良好的變形協(xié)調(diào)性，實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度與塑性的優(yōu)異匹配;同時(shí)熱處理降低了材料孔隙率、提升了基體與增強(qiáng)相的界面結(jié)合強(qiáng)度，進(jìn)一步增強(qiáng)了材料的力學(xué)性能。

3)固溶時(shí)效熱處理整體不利于復(fù)合材料的耐腐蝕性能，耐腐蝕性能隨固溶溫度升高而逐漸劣化。其核心原因是固溶溫度升高導(dǎo)致α相含量減少、β轉(zhuǎn)變組織及針狀次生α相增多，α相與β相間的相界面數(shù)量增加，形成更多微原電池引發(fā)電偶腐蝕;此外，相變產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力破壞了表面鈍化膜的完整性與穩(wěn)定性，進(jìn)一步加速腐蝕進(jìn)程。

4)固溶溫度是調(diào)控5vol.%(TiB+TiC)/TC4鈦基復(fù)合材料組織、力學(xué)性能與耐腐蝕性能的關(guān)鍵參數(shù)。本研究條件下，HT2工藝(1000℃/1h+WQ，540℃/3h+AC)可使復(fù)合材料獲得較優(yōu)的綜合性能。該結(jié)果可為該類復(fù)合材料后續(xù)熱處理工藝優(yōu)化及工程應(yīng)用提供重要參考。

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（注，原文標(biāo)題：熱處理對(duì)鈦基復(fù)合材料力學(xué)性能及腐蝕性能的影響_張凌波）

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