1、序言

TC18鈦合金（俄標(biāo)BT22）作為第三代高強(qiáng)韌B型鈦合金的典型代表，由俄羅斯全俄航空材料研究院（VIAM）于20世紀(jì)60年代基于航空結(jié)構(gòu)輕量化需求率先開發(fā)。其名義成分Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）通過多元穩(wěn)定元素協(xié)同作用，展現(xiàn)出優(yōu)異的滲透性與熱處理響應(yīng)特性[2]。已成功替代TC4合金及部分高強(qiáng)鋼應(yīng)用于飛機(jī)起落架、機(jī)翼接頭等關(guān)鍵承力構(gòu)件[3]，成為航空裝備減重增效的核心材料之一。

相較于傳統(tǒng)鈦合金，TC18的核心優(yōu)勢在于其靈活的熱處理調(diào)控能力。研究表明[2-5]，通過固溶時效（STA）、復(fù)雜雙重退火（CDA）、普通退火（FA）及去應(yīng)力退火（SRA）等工藝組合，可在600~1250MPa范圍內(nèi)梯度調(diào)控其力學(xué)性能。其中，復(fù)雜雙重退火因能實現(xiàn)強(qiáng)度、塑性、韌性的最佳平衡，被航空標(biāo)準(zhǔn)GJB 3763A—2004《鈦及鈦合金熱處理》列為推薦工藝；第一階段高溫退火（820~850）℃×2h爐冷至740~760℃升保溫1~3h，隨后空冷至室溫；第二階段時效處理（500~650）℃×（2~6）h進(jìn)一步穩(wěn)定組織。該工藝通過精準(zhǔn)控制中間緩冷階段的相變動力學(xué)，既可抑制相α+α相與長體轉(zhuǎn)變導(dǎo)致的脆性，又能促進(jìn)初生α相的均勻析出，為后續(xù)時效過程中的水級次生α相的彌散分布提供形核基底[6]。然而，多階段低溫需求導(dǎo)致該工藝存在生產(chǎn)周期長、能耗高、設(shè)備依賴性強(qiáng)的高限性，嚴(yán)重制約了航空航海用大尺寸構(gòu)件的批產(chǎn)效率。

近年來，簡化熱處理流程成為TC18工程應(yīng)用的重要研究方向。本文聚焦于普通退火與簡單雙重退火（SDA）兩種短周期工藝的對比研究，系統(tǒng)揭示其與復(fù)雜雙重退火的微觀組織差異及性能演變規(guī)律。

2、試驗材料及方法

2.1 試驗材料與制備

試驗選用15mm厚TC18鈦合金熱軋板材作為研究對象，其相對溫度經(jīng)金相法測定為857℃，具體化學(xué)成分符合GB/T 3620.1—2016《鈦及鈦合金牌號和化學(xué)成分》要求（見表1）。板材經(jīng)兩火切割制，成品火次通過65%變形量的控溫機(jī)制獲得目標(biāo)厚度。

表1 TC18鈦合金熱軋板材化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）（%）

2.2 熱處理工藝設(shè)計

參照GJB 3763A—2004設(shè)立復(fù)雜雙重退火對照組（編號：00°，熱處理制度：835℃×2h/FC~750℃×2h/AC+600℃×4h/AC），其試驗結(jié)果作為評判基準(zhǔn)。基于表2所設(shè)計的熱處理制度，研究以下3類工藝。

表2 TC18鈦合金熱軋板材熱處理制度

2.3 表征與檢測方法

采用Instron5982電子萬能試驗機(jī)進(jìn)行室溫準(zhǔn)靜態(tài)拉伸試驗，依據(jù)GB/T 228.1—2021《金屬材料拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》加工試樣。顯微組織分析通過Olympus GX71光學(xué)顯微鏡完成。

3、復(fù)雜雙重?zé)崽幚碓囼灲Y(jié)果與分析

3.1 室溫拉伸性能對比

通過對比熱軋芯（0°試樣）與復(fù)雜雙重退火態(tài)（00°試樣）的室溫拉伸性能（見表3），發(fā)現(xiàn)熱處理顯著改變了材料的塑性匹配關(guān)系，抗拉強(qiáng)度從1536MPa降至1249MPa，降溫達(dá)18.7%，屈服強(qiáng)度（Rp2）由1406MPa下降至1164MPa，降溫達(dá)17.2%，但斷后伸長率（A）則從2.5%大幅提升至12.5%，增幅達(dá)400%，斷面收縮率（Z）則從5%大幅提升至26%，增幅420%。上述變化表明，復(fù)雜雙重退火工藝有效實現(xiàn)了“犧牲強(qiáng)度換取塑性”的調(diào)控目標(biāo)，為航空結(jié)構(gòu)件的抗沖擊設(shè)計提供了性能優(yōu)化空間。

表3 室溫拉伸性能

3.2 顯微組織演化分析

經(jīng)復(fù)雜雙重退火處理后，組織重構(gòu)為典型“三態(tài)混合”結(jié)構(gòu)：等軸初生α相+層狀次生α相+β相轉(zhuǎn)變基體（見圖1）。復(fù)雜雙重退火通過調(diào)控相比例及組織形貌，使TC18鈦合金的強(qiáng)塑積從3840MPa%提升至15612.5MPa%，驗證了該工藝在兼顧材料損傷容限與承載能力方面的工程價值。

3.3 組織與性能關(guān)聯(lián)機(jī)制

(1) 強(qiáng)度下降主因 等軸初生α相比例增加削弱了原始β相晶界強(qiáng)化作用，同時層狀次生α相降低了位錯運動阻力。

(2) 塑性提升機(jī)理[7,8] 等軸α相協(xié)調(diào)變形能力優(yōu)于帶狀組織，延緩局部應(yīng)力集中；β相轉(zhuǎn)變基體中納米次生α相通過Orowan機(jī)制抑制微裂紋擴(kuò)展；多尺度α相（微米級初生α相+亞微米級次生α相）形成分級滑移帶，提高了應(yīng)變均勻性。

高強(qiáng)度、低塑性特征；3°試樣（875℃×2h/AC）：抗拉強(qiáng)度（R m ）下降至822MPa，屈服強(qiáng)度（Rp0.2）下降至722MPa，而斷后伸長率（ A）和斷面收縮率（ Z）分別提升至15.0%與41%，實現(xiàn)強(qiáng)度、塑性逆轉(zhuǎn)；1°試樣（795℃×2h/AC）：性能介于二者之間，體現(xiàn)出退火溫度對性能的梯度調(diào)控能力。

表4 室溫拉伸性能

4.2 顯微組織演化規(guī)律

普通退火后金相組織如圖2所示。從圖2a、b可知，1°、2°試樣金相組織為等軸初生α相+β相轉(zhuǎn)變基體，隨著普通退火溫度升高，初生α相含量減少，β相轉(zhuǎn)變基體含量增加。從圖2c可知，當(dāng)溫度高于相轉(zhuǎn)變溫度后，初生α相完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪唷?/p>

4、普通退火試驗結(jié)果與分析

4.1 室溫拉伸性能分析

根據(jù)表2中的熱處理制度，對1°、2°、3°試樣進(jìn)行普通退火，其室溫拉伸性能見表4。試驗結(jié)果表明，2°試樣（835℃×2h/AC）：抗拉強(qiáng)度（R_m）下降至1139MPa，塑性顯著劣化，斷后伸長率（ A）僅為4.0%，斷面收縮率（ Z）降至19%，呈現(xiàn)典型的

4.3 組織與性能關(guān)聯(lián)機(jī)制

（1）強(qiáng)度變化主因 2°試樣高強(qiáng)度源于等軸α相的彌散強(qiáng)化與β相基體中高位錯密度；3°試樣強(qiáng)度驟降歸因于魏氏組織的弱界面結(jié)合效應(yīng)及α相片層間β相的連續(xù)分布。

（2）塑性提升機(jī)理 魏氏組織中針狀α相的多取向分布促進(jìn)位錯交滑移，延緩頸縮，高溫退火消除殘余應(yīng)力，β相比倒增加可提升應(yīng)變協(xié)調(diào)能力。

4.4 相變臨界溫度驗證

當(dāng)初生α相體積分?jǐn)?shù)趨近于零時（3°試樣），可判定退火溫度（875℃）已超過TC18的β相轉(zhuǎn)變溫度（T_β），與金相法檢測結(jié)果一致。T_β以下熱處理材料強(qiáng)度由α相含量主導(dǎo)，塑性受β相連續(xù)性控制；T_β以上熱處理，組織組化與織物弱化成為性能劣化主因。此溫度閾值對工藝設(shè)計具有決定性意義。

5、簡單雙重退火試驗結(jié)果與分析

5.1 熱處理工藝參數(shù)與性能響應(yīng)關(guān)聯(lián)性

基于表2熱處理制度對4°~12°試樣進(jìn)行簡單雙重退火，其室溫拉伸性能見表5。試驗結(jié)果表明。

表5 室溫拉伸性能

1）5°試樣（高強(qiáng)度工藝）抗拉強(qiáng)度（R_m ）達(dá)1699MPa，但斷后伸長率（ A）僅為4.0%，呈現(xiàn)典型脆性斷裂特征。

2）10°試樣抗拉強(qiáng)度（R_m ）1232MPa，斷后伸長率（ A）為14.0%，與復(fù)雜雙重退火態(tài)（00°試樣）性能接近，且塑性提升12%，證明簡化工藝可實現(xiàn)等效性能調(diào)控。

3）第一重退火溫度上升時，抗拉強(qiáng)度（R_m ）呈拋物線變化（峰值835℃），斷后伸長率（ A）呈非線性單調(diào)下降（見圖3a）。

4）第二重退火溫度上升時，抗拉強(qiáng)度（R_m ）呈非線性單調(diào)下降，斷后伸長率（ A）呈非線性單調(diào)上升（見圖3b）。

5.2 顯微組織演化分析

試驗表明，簡單雙重退火后組織呈現(xiàn)溫度依賴性差異。

1）低溫時效態(tài)：4°、7°、10°試樣金相組織為初生α相+細(xì)小次生α相+β相轉(zhuǎn)變基體（見圖4）。

2）次生α相隨第二重溫度升高而粗化，導(dǎo)致強(qiáng)度下降，從微觀維度位于強(qiáng)度的變化趨勢（見圖3b）。

3）亞穩(wěn)β相保留態(tài)：5°、8°、11°試樣金相組織為初生α相+連續(xù)β相基體（見圖5），500倍OM下未見次生α相，空冷速率超過β亞穩(wěn)相分解臨界速率，抑制時效α相析出。

4）魏氏組織態(tài)：6°、9°、12°試樣金相組織為第一重溫度超過T_β后逐漸分解，形成粗大魏氏組織（見圖6）。

5.3 工藝分析與優(yōu)化

（1）00°試樣與8°試樣對比 00°試樣爐冷階段（835～750℃）觸發(fā)β相→α相轉(zhuǎn)變，形成清晰的層狀次生α相；00°試樣通過層狀α相協(xié)調(diào)變形，A提升至12.5%，強(qiáng)塑積達(dá)15612.5MPa%。8°試樣直接空冷，β相亞穩(wěn)相在二次時效中未充分分解。10°，導(dǎo)致β相基體占比升高；因此8°試樣雖獲得高強(qiáng)度（R m = 1404MPa），但斷后伸長率（A）僅7.0%，強(qiáng)塑積僅為9828MPa%。由此證明爐冷階段的重要性。

（2）00°試樣與7°、10°、11°試樣對比 簡單雙重退火（7°、10°、11°試樣）性能與復(fù)雜雙重退火00°試樣匹配度較高（ΔR m < 5%，ΔA < 2.5%）。證明簡單雙重退火可通過精準(zhǔn)性溫替代復(fù)雜緩冷步驟，獲得與復(fù)雜雙重退火相當(dāng)?shù)膹?qiáng)塑積（10°試樣對比00°）。

6、結(jié)束語

1）復(fù)雜雙重退火通過爐冷（835℃～750℃）工藝觸發(fā)β相→α相變動力學(xué)窗口，形成層狀次生α相，而簡單雙重退火因空冷速率過快抑制時效析出，導(dǎo)致β相轉(zhuǎn)變基體占比升高。二者組織差異源于中間緩冷階段的相變觸發(fā)效應(yīng)。

2）第一重退火溫度梯度效應(yīng)：在795～875℃區(qū)間，抗拉強(qiáng)度R m 呈拋物線變化（峰值835℃），塑性指標(biāo)隨溫度升高單調(diào)下降，降幅達(dá)8%（ΔA = 14.0% ? 1.0%）；第二重時效溫度調(diào)控效應(yīng)：次生α相化速率與溫度正相關(guān)，驗證了“高溫時效換塑性”的可行性。

3）篩選出3組高性能簡單雙重退火制度：7°試樣強(qiáng)塑積14707MPa%，10°試樣強(qiáng)塑積17248MPa%，11°試樣強(qiáng)塑積13470MPa%。實現(xiàn)與復(fù)雜雙重退火（00°試樣強(qiáng)塑積15612.5MPa%）等效的強(qiáng)塑性匹配（ΔR m < 5%，ΔA < 2.5%）。

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