1、序言

TC18钛合金（俄标BT22）作为第三代高强韧B型钛合金的典型代表，由俄罗斯全俄航空资料钻研院（VIAM）于20世纪60年代基于航空结构轻量化需要率先开发。其名义成分Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe（质量分数）通过多元不变元素协同作用，展示出优异的渗入性与热处置响应个性[2]。已成功代替TC4合金及部门高强钢利用于飞机起落架、机翼接优等关键承力构件[3]，成为航空设备减沉增效的主题资料之一。

相较于传统钛合金，TC18的主题优势在于其矫捷的热处置调控能力。钻研批注[2-5]，通过固溶时效（STA）、复杂双沉退火（CDA）、通常退火（FA）及去应力退火（SRA）等工艺组合，可在600~1250MPa领域内梯度调控其力学机能。其中，复杂双沉退火因能实现强度、塑性、韧性的最佳平衡，被航空尺度GJB 3763A—2004《钛脊合金热处置》列为推荐工艺；第一阶段高温退火（820~850）℃×2h炉冷至740~760℃升保温1~3h，随后空冷至室温；第二阶段时效处置（500~650）℃×（2~6）h进一步不变组织。该工艺通过精准节造中央缓冷阶段的相改观力学，既可抑造相α+α相与长体转变导致的脆性，又能推进初生α相的均匀析出，为后续时效过程中的水级次生α相的弥散散布提供形核基底[6]。然而，多阶段低温需要导致该工艺存在出产周期长、能耗高、设备依赖性强的高限性，严沉造约了航空航海用大尺寸构件的批产效能。

近年来，简化热处置流程成为TC18工程利用的沉要钻研方向。本文聚焦于通常退火与单一双沉退火（SDA）两种短周期工艺的对比钻研，系统揭示其与复杂双沉退火的微观组织差距及机能演变法规。

2、试验资料及步骤

2.1 试验资料与造备

试验选用15mm厚TC18钛合金热轧板材作为钻研对象，其相对温度经金相法测定为857℃，具体化学成分切合GB/T 3620.1—2016《钛脊合金商标和化学成分》要求（见表1）。板材经两火切割造，制品火次通过65%变形量的控温机造获得指标厚度。

表1 TC18钛合金热轧板材化学成分（质量分数）（%）

2.2 热处置工艺设计

参照GJB 3763A—2004设立复杂双沉退火对照组（编号：00°，热处置造度：835℃×2h/FC~750℃×2h/AC+600℃×4h/AC），其试验了局作为评价基准；诒2所设计的热处置造度，钻研以下3类工艺。

表2 TC18钛合金热轧板材热处置造度

2.3 表征与检测步骤

选取Instron5982电子全能试验机进行室温准静态拉伸试验，凭据GB/T 228.1—2021《金属资料拉伸试验 第1部门：室温试验步骤》加工试样。显微组织分析通过Olympus GX71光学显微镜实现。

3、复杂双沉热处置试验了局与分析

3.1 室温拉伸机能对比

通过对比热轧芯（0°试样）与复杂双沉退火态（00°试样）的室温拉伸机能（见表3），发现热处置显著扭转了资料的塑性匹配关系，抗拉强度从1536MPa降至1249MPa，降温达18.7%，屈服强度（Rp2）由1406MPa降落至1164MPa，降温达17.2%，但断后伸长率（A）则从2.5%大幅提升至12.5%，增幅达400%，断面收缩率（Z）则从5%大幅提升至26%，增幅420%。上述变动批注，复杂双沉退火工艺有效实现了“就义强度换取塑性”的调控指标，为航空结构件的抗冲击设计提供了机能优化空间。

表3 室温拉伸机能

3.2 显微组织演化分析

经复杂双沉退火处置后，组织沉构为典型“三态混合”结构：等轴初生α相+层状次生α相+β相转变基体（见图1）。复杂双沉退火通过调控相比例及组织描摹，使TC18钛合金的强塑积从3840MPa%提升至15612.5MPa%，验证了该工艺在两全资料危险容限与承载能力方面的工程价值。

3.3 组织与机能关联机造

(1) 强度降落主因 等轴初生α相比例增长减弱了原始β相晶界强化作用，同时层状次生α相降低了位错活动阻力。

(2) 塑性提升机理[7,8] 等轴α相协调变形能力优于带状组织，延缓部门应力集中；β相转变基体中纳米次生α相通过Orowan机造抑造微裂纹扩大；多尺度α相（微米级初生α相+亚微米级次生α相）形成分级滑移带，提高了应变均匀性。

高强度、低塑性特点；3°试样（875℃×2h/AC）：抗拉强度（R m ）降落至822MPa，屈服强度（Rp0.2）降落至722MPa，而断后伸长率（ A）和断面收缩率（ Z）别离提升至15.0%与41%，实现强度、塑性逆转；1°试样（795℃×2h/AC）：机能介于二者之间，体现出退火温度对机能的梯度调控能力。

表4 室温拉伸机能

4.2 显微组织演化法规

通常退火后金相组织如图2所示。从图2a、b可知，1°、2°试样金相组织为等轴初生α相+β相转变基体，随着通常退火温度升高，初生α相含量削减，β相转变基体含量增长。从图2c可知，当温度高于相转变温度后，初生α相齐全转变为β相。

4、通常退火试验了局与分析

4.1 室温拉伸机能分析

凭据表2中的热处置造度，对1°、2°、3°试样进行通常退火，其室温拉伸机能见表4。试验了局批注，2°试样（835℃×2h/AC）：抗拉强度（R_m）降落至1139MPa，塑性显著劣化，断后伸长率（ A）仅为4.0%，断面收缩率（ Z）降至19%，出现典型的

4.3 组织与机能关联机造

（1）强度变动主因 2°试样高强度源于等轴α相的弥散强化与β相基体中高位错密度；3°试样强度骤降归因于魏氏组织的弱界面结合效应及α相片层间β相的陆续散布。

（2）塑性提升机理 魏氏组织中针状α相的多取向散布推进位错交滑移，延缓颈缩，高温退火解除残存应力，β相比倒增长可提升应变协调能力。

4.4 相变临界温度验证

当初生α相体积分数趋近于零时（3°试样），可判定退火温度（875℃）已超过TC18的β相转变温度（T_β），与金相法检测了局一致。T_β以下热处置资料强杜咨α相含量主导，塑性受β相陆续性节造；T_β以上热处置，组织组化与织物弱化成为机能劣化主因。此温度阈值对工艺设计拥有决定性意思。

5、单一双沉退火试验了局与分析

5.1 热处置工艺参数与机能响应关联性

基于表2热处置造度对4°~12°试样进行单一双沉退火，其室温拉伸机能见表5。试验了局批注。

表5 室温拉伸机能

1）5°试样（高强度工艺）抗拉强度（R_m ）达1699MPa，但断后伸长率（ A）仅为4.0%，出现典型脆性断裂特点。

2）10°试样抗拉强度（R_m ）1232MPa，断后伸长率（ A）为14.0%，与复杂双沉退火态（00°试样）机能靠近，且塑性提升12%，证明简化工艺可实现等效机能调控。

3）第一沉退火温度上升时，抗拉强度（R_m ）呈抛物线变动（峰值835℃），断后伸长率（ A）呈非线性单调降落（见图3a）。

4）第二沉退火温度上升时，抗拉强度（R_m ）呈非线性单调降落，断后伸长率（ A）呈非线性单调上升（见图3b）。

5.2 显微组织演化分析

试验批注，单一双沉退火后组织出现温度依赖性差距。

1）低温时效态：4°、7°、10°试样金相组织为初生α相+藐幼次生α相+β相转变基体（见图4）。

2）次生α相随第二沉温度升高而粗化，导致强度降落，从微观维度位于强度的变动趋向（见图3b）。

3）亚稳β相保留态：5°、8°、11°试样金相组织为初生α相+陆续β相基体（见图5），500倍OM下未见次生α相，空冷速度超过β亚稳相分化临界速度，抑造时效α相析出。

4）魏氏组织态：6°、9°、12°试样金相组织为第一沉温度超过T_β后逐步分化，形成粗壮魏氏组织（见图6）。

5.3 工艺分析与优化

（1）00°试样与8°试样对比 00°试样炉冷阶段（835～750℃）触发β相→α相转变，形成清澈的层状次生α相；00°试样通过层状α相协调变形，A提升至12.5%，强塑积达15612.5MPa%。8°试样直接空冷，β相亚稳相在二次时效中未充分分化。10°，导致β相基体占比升高；因而8°试样虽获得高强度（R m = 1404MPa），但断后伸长率（A）仅7.0%，强塑积仅为9828MPa%。由此证明炉冷阶段的沉要性。

（2）00°试样与7°、10°、11°试样对比 单一双沉退火（7°、10°、11°试样）机能与复杂双沉退火00°试样匹配度较高（ΔR m < 5%，ΔA < 2.5%）。证明单一双沉退火可通过精准性温代替复杂缓冷步骤，获得与复杂双沉退火相当的强塑积（10°试样对比00°）。

6、实现语

1）复杂双沉退火通过炉冷（835℃～750℃）工艺触发β相→α相改观力学窗口，形成层状次生α相，而单一双沉退火因空冷速度过快抑造时效析出，导致β相转变基体占比升高。二者组织差距源于中央缓冷阶段的相变触发效应。

2）第一沉退火温度梯度效应：在795～875℃区间，抗拉强度R m 呈抛物线变动（峰值835℃），塑性指标随温度升高单调降落，降幅达8%（ΔA = 14.0% ? 1.0%）；第二沉时效温度调控效应：次生α相化速度与温度正有关，验证了“高温时效换塑性”的可行性。

3）筛选出3组高机能单一双沉退火造度：7°试样强塑积14707MPa%，10°试样强塑积17248MPa%，11°试样强塑积13470MPa%。实现与复杂双沉退火（00°试样强塑积15612.5MPa%）等效的强塑性匹配（ΔR m < 5%，ΔA < 2.5%）。

参考文件：

[1] HUANG B Y, LI C G, SHI L K, et al. Chinese material engineering dictionary[M]. Beijing: China Materials Engineering Canon, 2005.

[2] HUANG X, ZHU Z S, WANG H H, et al. Advanced Aeronautical titanium alloys and applications[M]. Beijing: National Defense Industry Press, 2012.

[3] 陈军，赵永庆，等. 中国用钛合金的钻研和发展[J]. 资料导报，2005 (6)：67-70.

[4] 中国工程院化工、冶金与资料工程学部与中国资料钻研学会. 中国新资料产业发展汇报[M]. 北京：化学工业出版社，2022.

[5] 李斌. 航空用钛合金TC18板材机造工艺钻研[D]. 西安：西安构筑科技大学，2019.

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[8] 于兰兰，毛幼南，赵永庆，等. 热变形行为与BT22钛合金的组织演变[J]. 罕见金属资料与工程，2007 (3)：505-508.

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[10] 王晓燕，郭鸿敏，姚泽坤，等. 双沉退火对TC18钛合金锻件组织机能的影响[J]. 资料热处置学报，2009, 30 (1)：100-103.