TC18鈦合金為高合金化、深度淬透性的過渡型α+β鈦合金，具有高強度、高韌性、優良的塑性和焊接性的特點，俄羅斯牌號為BT22，由前蘇聯航空材料研究院（BHAM）于1974年開發成功，名義成分為Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe。

TC18鈦合金一般在退火狀態下使用，強度水平與TC4、TC6等鈦合金固溶時效狀態的強度相當，也可以通過固溶時效進行強化，其半成品包括板材、棒材、擠壓型材和鍛件，國外已將其廣泛應用于制備大型機起落架橫梁、機身對接框等主承力結構件，在飛機結構中用TC18鈦合金代替高強鋼或TC4鈦合金，可減重15%～20%。

以下介紹航空用TC18鈦合金鍛餅的制備工藝，重點研究了雙重退火時采用不同的第一級高溫退火溫度對于TC18鈦合金組織及性能的影響，從而為TC18鍛件熱處理工藝的確定提供依據。

1、實驗方法

1.1 合金的熔煉

原材料選用0級海綿鈦、AlMo合金、AlV合金及純Fe、純Cr，采用真空自耗電爐經三次熔煉得到Φ440mm×1800mm鑄錠，鑄錠的化學成分見表1所示。

1.2 餅材的鍛造

鑄錠在β相區開坯鍛造成Φ230mm，然后用鋸床切成Φ230mm×310mm的餅坯；在β相區將餅坯鐓粗到Φ320mm×160mm，再換向拔長成到Φ230mm×310mm，重復三次；成品的鍛造溫度在α+β兩相區，采用邊鐓粗邊滾圓，最后鍛成Φ400mm×90mm餅材。

1.3 鍛餅的熱處理

對于TC18鈦合金鍛件，推薦的熱處理制度為雙重退火，即第一級高溫退火：820～850℃，保溫1～3 h，爐冷至740～760℃，保溫1～3 h，空冷；第二級低溫退火：加熱至500～650℃，保溫2～6 h，空冷。

為了研究第一級高溫退火溫度對于雙重退火組織及性能的影響，分別采用試驗a和試驗b進行雙重退火試驗。

從鍛造后的Φ400mm×90mm餅材上，切取縱向和橫向試樣。試樣經熱處理后，用光學顯微鏡觀察顯微組織，進行室溫力學性能測試。

2、實驗結果和分析

2.1 TC18鈦合金雙重退火的顯微組織

試驗a的雙重退火態組織由初生αp相和β基體組成（見圖1a），初生αp相均勻分布，呈等軸狀，次生αs相較細小，不易分辨，所有的β晶界已充分破碎。試驗b的雙重退火態組織中出現大量的片狀次生αs相（見圖2b），初生等軸αp相增粗，且比例減少。

研究表明，TC18鈦合金雙重退火時，第一級較高溫度的固溶退火是為了保留一定數量的亞穩定相，同時鍛壓變形的合金發生再結晶，隨后較低溫度的保溫是組織穩定化處理，為后續的第二級時效退火做準備。

初生αp相是在第一級較高溫度的退火所形成的，在空冷過程中保留下來，次生αs相是由高溫時的β相在空冷過程轉變得到的。第一級的高溫退火溫度越高，初生αp相含量就越少，β相含量就越多，由其轉變得到的次生αs相也就越多，因此820℃的第一級退火與850℃的第一級退火比較，后者雙重退火態組織中的初生αp相減少，次生αs相增多。

2.2 TC18鈦合金雙重退火的力學性能

兩種雙重退火試驗后，TC18鈦合金的力學性能見表2。

可以看出，隨著第一級高溫退火溫度由820℃提高到850℃，拉伸強度有一定的提高，塑性有所降低。這是由于隨著第一級高溫退火溫度的升高，初生αp相減少而片狀次生αs相的數量隨之增加，兩相間的界面增多，造成第二相強化效應增強，使得合金的強度升高。條狀界面阻礙位錯的滑移，位錯不易繞過片狀αp相，引起變形困難，因此塑性降低。

同時，隨著第一級高溫退火溫度由820℃提高到850℃，沖擊韌性和斷裂韌性有所降低。這是由于等軸αp相含量減少，片狀次生αs相的數量增加，裂紋擴展的路徑曲折度減少，降低了斷裂時需要的能量，因此沖擊韌性和斷裂韌性降低。

對比試驗a與試驗b，前者的雙重退火態TC18合金具有優良的室溫力學性能，并且得到理想的的強韌度匹配，其組織及性能完全符合航空用鈦及鈦合金鍛件規范（GJBT2744A-2007）的要求。

3、結 論

①提高第一級高溫退火溫度，雙重退火后初生等軸αp相減少，次生片狀αs相含量增多；同時拉伸強度有一定的提高，塑性降低，沖擊韌性和斷裂韌性也有所降低。

②采用820℃×2h，FC至750℃×2h，AC；580℃×3h，AC的雙重退火工藝，TC18鈦合金鍛餅具有優良的室溫力學性能，可得到理想的的強韌度匹配。

參考文獻：

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