TC18屬于α+β型鈦合金，具有優(yōu)良的塑性變形性、淬透性、斷裂韌性和較高的強(qiáng)度，適用于制備高承載的航空結(jié)構(gòu)件 [1?5] 。傳統(tǒng)鑄造是迄今為止為生產(chǎn)不同航空航天部件如起落架、機(jī)身、壓縮機(jī)盤和葉片、墊片 [6?9] 最常用的方法。然而，鑄件存在一些缺陷，如宏觀偏析、微觀偏析、氣孔、凝固收縮和第二相夾雜 [10] 。熱處理是常用于改變這類合金材料微觀組織以獲得期望性能的手段之一。鈦合金的性能主要取決于合金元素成分和微觀組織。當(dāng)合金元素成分一定時(shí)，其微觀組織決定其力學(xué)性能。對(duì)多數(shù)鈦合金而言，其力學(xué)性能在很大程度上取決于α相的含量和形態(tài) [11?13] 。在α+β相區(qū)保溫過程中，等軸α相能夠?qū)Ζ孪嗥鸬结斣饔茫种痞孪嗟拈L大，提高材料的塑形和抗疲勞特性 [14] ；片層狀α相能提高材料的強(qiáng)度和斷裂韌性 [15] ；針狀α相均勻分布在β基體上，能夠起到彌散強(qiáng)化效果 [16] ，通常通過變形和熱處理的方式對(duì)其組織進(jìn)行調(diào)控，以獲得所需組織，滿足使用性能。 α+β鈦合金的熱處理工藝通常為固溶+時(shí)效，時(shí)效指合金在一定溫度下保溫一定時(shí)間，過飽和固溶體發(fā)生脫溶和晶格沉淀產(chǎn)生彌散的析出相。

時(shí)效的目的是過飽和固溶體脫溶產(chǎn)生析出相，最終提高合金強(qiáng)度和硬度，是提高力學(xué)性能常用的手段 [17] 。TC18 鈦合金的時(shí)效通常在溫度高于350 ℃時(shí)進(jìn)行，此時(shí)，第二相α有較好的形核位置 [18] 。然而，現(xiàn)階段對(duì)TC18鈦合金的時(shí)效處理研究較少。權(quán)浩等 [19] 研究了鍛軋TC18棒材雙重固溶熱處理下的組織結(jié)構(gòu)，發(fā)現(xiàn)經(jīng)過近β熱處理的樣品組織為三態(tài)組織或網(wǎng)籃組織，其中，初生α相的晶粒尺寸和形態(tài)受到高溫固溶溫度的控制，隨著二次固溶溫度提高，基體上析出的次生α相彌散度提高，且有呈合并長大的趨勢(shì)。AHMED等 [20] 采用五因素四水平正交試驗(yàn)研究了固溶保溫溫度、保溫時(shí)間、冷卻方式、時(shí)效保溫溫度和保溫時(shí)間對(duì)TC18鈦合金組織和力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)在固溶冷卻速度越大、時(shí)效溫度越低時(shí)彌散析出的細(xì)針 α體積分?jǐn)?shù)越高，強(qiáng)度提升；固溶溫度越低、時(shí)間越長、冷卻速度越小，等軸α相和晶界α相體積分?jǐn)?shù)越大、尺寸也越大，塑性提升，采用熱加工和單級(jí)時(shí)效工藝、兩段高溫?zé)嶙冃问咕Ы绂疗扑椋a(chǎn)生等軸α相以及高密度晶內(nèi)位錯(cuò)，在時(shí)效過程中為次生α相提供形核位點(diǎn)。HE等 [21] 研究了表面激光重溶后TC18的低溫?zé)崽幚磉^程中輔助相和硬度，發(fā)現(xiàn)納米尺寸薄層可在低溫時(shí)效階段由一些α初始相聚集形成。

目前，人們對(duì)于鑄態(tài)TC18鈦合金的時(shí)效工藝研究較少，同時(shí)對(duì)時(shí)效方式、保溫溫度、時(shí)間、冷卻方式缺乏系統(tǒng)研究。為此，本文研究單級(jí)時(shí)效熱處理對(duì)鑄態(tài)TC18鈦合金組織與力學(xué)性能的影響，以便為β或近β鈦合金的時(shí)效工藝及影響機(jī)理提供參考。

1、 實(shí)驗(yàn)

1.1　實(shí)驗(yàn)原料

實(shí)驗(yàn)采用的TC18鈦合由湘投金天鈦業(yè)有限公司提供，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))如表1所示。

1.2　實(shí)驗(yàn)過程與方法

按照GB/T 228—2010《金屬材料拉伸試驗(yàn)》標(biāo)準(zhǔn)對(duì)現(xiàn)有TC18鑄錠進(jìn)行電火花線切割，拉伸樣示意圖如圖1所示。

首先，打磨去除氧化層，用石英管對(duì)拉伸樣進(jìn)行 密 封 。 然 后 ， 對(duì)TC18合金進(jìn)行固溶處理(solution treatment，ST)，將封裝樣品放入箱式爐中，以10 ℃/min速率升到780 ℃，放入樣品，保溫1 h后取出。對(duì)ST樣品進(jìn)行單級(jí)時(shí)效(STA, solution treatment and aging)的工藝，參數(shù)如表2所示。

在美國Instron 3369力學(xué)試驗(yàn)機(jī)上對(duì)TC18合金樣品進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，在相同條件下進(jìn)行5次拉伸試驗(yàn)，結(jié)果取取平均值。

測量斷裂前后截面積，由下式得到斷面收縮率：

式中：Z為斷面收縮率；A 0 為樣品原始截面積；A 1為斷后試樣截面積。

為觀察TC18合金的顯微組織，對(duì)樣品表面進(jìn)行打磨并拋光。采用 MeF3A 金相顯微鏡(optical microscope, OM)和FEInano-230掃描電鏡(scanning electron microscope, SEM)對(duì)試樣微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行表征。采用Nano Measurer軟件測定樣品OM、SEM圖片中α相的形貌參數(shù)。為保證結(jié)果的準(zhǔn)確性，在掃描或金相圖片中取20組α片層或晶界α相的寬

度，取平均值。采用 FEI Tecnai F20 透射電鏡(transmission electron microscope, TEM)觀察 TC18合金顯微組織結(jié)構(gòu)。采用Rigaku-3014型XRD衍射儀檢測物相結(jié)構(gòu)。

2、 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1　時(shí)效冷卻方式對(duì)合金拉伸性能的影響

TC18合金ST、STA4和STA5試樣的室溫拉伸應(yīng)力?應(yīng)變曲線見圖 2，TC18合金 ST、STA4 和STA5試樣的屈服強(qiáng)度 σ 0.2 、抗拉強(qiáng)度 σ b 、斷面收縮率Z以及延伸率 δ 見表3。由表3可知：時(shí)效處理后樣品的屈服強(qiáng)度大幅度提升；水冷的STA4樣品屈服強(qiáng)度為1 112.16 MPa，比固溶態(tài)的STA4樣品屈服強(qiáng)度提高約17%；空冷的STA5試樣屈服強(qiáng)度為1 176.07 MPa，比固溶態(tài)提升約24%；空冷條件下樣品的屈服強(qiáng)度比水冷條件下的高約64 MPa；在塑性方面，相比于固溶態(tài)，單級(jí)時(shí)效空冷條件下小幅度降低，但水冷條件下延伸率從8.34%降至1.27%，塑性大幅度降低。

TC18合金 ST、STA4 和 STA5 的金相圖分別見圖 3(a)、圖 3(b)和圖 3(c)，對(duì)應(yīng)的 XRD 圖見圖3(d)。從圖3(a)、圖3(b)和圖3(c)可知晶界α相長度為毫米級(jí)，腐蝕后可見清晰的晶界，晶界交匯處多為Y型；圖3(b)和圖3(c)中存在魏氏體組織處的晶界呈曲折狀。由圖3(d)可知：STA5樣品主要由 α和β相組成，主衍射峰為(101)α；STA4樣品主要由α、β相組成，主衍射峰為(201)α，存在(200)β、(110)β衍射峰；相較于ST，STA5的β相消失，主衍射峰變更為(101)α；STA4主衍射峰變更為(201)α，新增(200)β衍射峰以及其他α衍射峰。

ST、STA4和STA5樣品的晶內(nèi)SEM圖像見圖4。由圖4可知：STA4和STA5的晶內(nèi)片層α相大量被截?cái)喑啥贪魻睿?nèi)不同取向的片層α相互疊加；相較于ST，STA4和STA5的顯微組織中晶內(nèi)針狀α變粗后斷裂，其中，STA4發(fā)生斷裂的晶內(nèi) α相數(shù)量較多；晶內(nèi)處出現(xiàn)細(xì)紋狀組織，可能是次生α相。

TC18合金ST、STA4和STA5樣品顯微組織中的形貌參數(shù)包括晶界α相寬度、晶內(nèi)片層α相寬度見表4。從表4可見：STA5與STA4相比，晶界、晶內(nèi)α相寬度更寬；與 ST 的相形貌參數(shù)相比，STA4和STA5的晶界α相寬度更小，STA4和STA5的晶內(nèi)α相寬度更大。

2.2　時(shí)效溫度和時(shí)間對(duì)樣品拉伸性能的影響

STA1、STA2、STA3和STA5樣品的室溫拉伸應(yīng)力?應(yīng)變曲線見圖5，STA1、STA2和STA3樣品的屈服強(qiáng)度 σ 0.2 、抗拉強(qiáng)度 σ b 、斷面收縮率Z以及延伸率 δ 見表 5。由圖 5 可知：與 ST 相比，在450 ℃時(shí)效下，STA1和STA2強(qiáng)度大幅度提高，如450 ℃時(shí)效4 h后(STA1)，樣品的屈服強(qiáng)度從固溶的949.89 MPa 增加至 1 491.53 MPa，提高約 57%，

450 ℃時(shí)效8 h后(STA2)，樣品的屈服強(qiáng)度從固溶的948.89 MPa 增加至 1 382.6 MPa，提高約 46%，但應(yīng)力?應(yīng)變曲線幾乎沒有塑性平臺(tái)，延伸率降至0.71%和0.95%。STA3和STA5樣品出現(xiàn)塑性平臺(tái)但強(qiáng)度較低。可見，當(dāng)TC18合金單級(jí)時(shí)效保溫溫度為450 ℃時(shí)，隨保溫時(shí)間延長，屈服強(qiáng)度降低，斷面收縮率、延伸率提升；當(dāng)保溫溫度為600 ℃

時(shí)，隨保溫時(shí)間延長，屈服強(qiáng)度、斷面收縮率和延伸率均提升；在保溫時(shí)間相同時(shí)，隨保溫溫度提高，屈服強(qiáng)度降低，斷面收縮率、延伸率提高。

圖 6 所示為 STA1、STA2 和 STA3 的金相和XRD結(jié)果。從圖6可見：TC18合金單級(jí)時(shí)效后顯微組織中存在針狀、長棒狀以及短棒狀α相；與棒狀α相垂直的針狀α相在處理過程中發(fā)生熱運(yùn)動(dòng)，使得長棒狀α相被截?cái)嘈纬啥贪魻瞀料啵@些短棒狀α相中近等軸狀的α相隨著保溫時(shí)間延長逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S狀α相；STA3相較于STA1樣品的顯微組織中棒狀α相寬度更寬。由圖 6(d)可知：STA1、STA2和STA3的主衍射峰均為(101)α；STA1的相結(jié)構(gòu)由α相構(gòu)成；STA2和STA3的相結(jié)構(gòu)由α和β相構(gòu)成。對(duì)比圖3(d)中STA5樣品的相結(jié)構(gòu)可以發(fā)現(xiàn)在現(xiàn)有條件下，單級(jí)時(shí)效空冷后主衍射峰均為(101)α。STA1和STA5樣品的XRD圖比較相似，但這2種試樣的力學(xué)性能完全不同。圖6(e)和圖6(f)所示分別為TC18合金STA5和STA1樣品的室溫拉伸斷口。由圖6(e)和圖6(f)可知：STA5樣品的斷口表面凹凸不平，均勻分布著網(wǎng)狀韌窩，屬于韌性斷裂；STA1樣品的斷口表面呈大面積解理面，屬

于脆性斷裂。

TC18合金 STA1、STA2 和 STA3 樣品的 SEM圖像見圖7。結(jié)合圖4中STA4和STA5樣品的SEM圖像可知，在 TC18 合金單級(jí)時(shí)效保溫溫度為600 ℃條件下，晶界周圍和晶內(nèi)基體中均有細(xì)紋 α相分布，而STA1和STA2樣品沒有出現(xiàn)這種組織。

對(duì)于晶界上和魏氏體接觸的部分，熱處理后晶界組織變細(xì)甚至消失，魏氏體組織變粗。在晶界處交匯處出現(xiàn)部分等軸α相。STA3樣品的晶內(nèi)α較STA1樣品的晶內(nèi)α相寬度更大。TC18合金STA1、STA2和STA3樣品顯微組織中的相形貌參數(shù)包括晶界α相寬度、晶內(nèi)片層α相寬度見表6。從表6可知，在相同溫度、不同保溫時(shí)間下，合金的相形貌參數(shù)差距不大；當(dāng)保溫時(shí)間為4 h或8 h時(shí)，保溫溫度600 ℃相較于450 ℃的晶界α、晶內(nèi)α相寬度更大。

2.3　析出形貌的透射電鏡分析

當(dāng)TC18合金單級(jí)時(shí)效保溫溫度為600 ℃時(shí)，可在晶界附近和晶內(nèi)處觀察到大量細(xì)紋組織，如圖8(a)所示；當(dāng)保溫溫度為450 ℃時(shí)觀察不到細(xì)紋組織，如圖8(b)所示。STA5樣品的TEM圖像見圖8(c)。從圖8(c)可以發(fā)現(xiàn)：片層α相、β相均勻分布，在α、β晶粒內(nèi)部可以觀察到位錯(cuò)，二次析出的α相清晰可見，與基體中的β相呈共格或半共格界面。由于時(shí)效時(shí)間較長，溫度較高，二次析出的α相明顯長大。對(duì)β相進(jìn)行衍射斑點(diǎn)標(biāo)定，得到的結(jié)果如圖8(d)所示，衍射斑點(diǎn)表明其為體心立方結(jié)構(gòu)，標(biāo)定衍射斑點(diǎn)的晶帶軸為[100]。二次析出 α相整齊排列在初生α之間。由于尺度較大，這種二次析出α相的出現(xiàn)及分布可能影響合金變形中位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，降低強(qiáng)度，提升塑性。

2.4　時(shí)效處理的組織結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能的關(guān)系

在不同時(shí)效處理?xiàng)l件下，TC18合金的屈服強(qiáng)度和延伸率見圖9。從圖9可見：空冷時(shí)，晶內(nèi)片層和晶界處α相寬度較大；在保溫時(shí)間相同、時(shí)效溫度為450 ℃時(shí)，TC18合金的強(qiáng)度、硬度更高，但塑性降低；在相同熱處理溫度下，當(dāng)時(shí)效溫度為450 ℃時(shí)，延長保溫時(shí)間，TC18合金抗拉強(qiáng)度降低，延伸率變化不大；而當(dāng)時(shí)效溫度為600 ℃時(shí)，延長保溫時(shí)間，合金抗拉強(qiáng)度提高，延伸率也有所提升；TC18 合金在相同溫度下單級(jí)時(shí)效后，當(dāng)時(shí)效溫度為450 ℃時(shí)，延長保溫時(shí)間導(dǎo)致晶內(nèi)α相寬度變大；當(dāng)時(shí)效溫度為600 ℃時(shí)，延長保溫時(shí)間，晶界α相寬度變小，晶內(nèi)α相寬度變大。

這符合晶界α相和晶內(nèi)α相寬度對(duì)合金力學(xué)性能的影響規(guī)律。

不同條件下晶內(nèi)α寬度與抗拉強(qiáng)度的關(guān)系以及晶界α寬度與延伸率的關(guān)系見圖10。600 ℃時(shí)效時(shí)出現(xiàn)次生α相，導(dǎo)致力學(xué)性能不能簡單地由晶內(nèi)和晶界α相寬度這2個(gè)參數(shù)描述。由圖10可知：在出現(xiàn)次生α相之前，ST、STA1、STA2樣品中抗拉強(qiáng)度隨晶內(nèi)α相寬度增大而減小，延伸率隨晶界α相寬度增大而增大；出現(xiàn)次生α相后的STA1和STA3

以及STA2和STA5樣品也同樣符合這一規(guī)律。然而，對(duì)于均存在次生α相的STA3和STA5樣品，抗拉強(qiáng)度隨著晶內(nèi)α寬度增加而增加，延伸率隨著晶內(nèi)α寬度增加而減小，其原因可能是延長保溫時(shí)間導(dǎo)致次生α相發(fā)生較大變化。

3、 結(jié)論

1) 鑄態(tài)TC18鈦合金時(shí)效后的強(qiáng)度較固溶態(tài)有所提升，但塑性降低。

2) 時(shí)效冷卻方式對(duì)TC18合金塑性影響較大，空冷較水冷塑性強(qiáng)；與600 ℃時(shí)相比，低時(shí)效溫度(450 ℃)下TC18合金的強(qiáng)度較高，塑性較低；與450 ℃時(shí)相比，在高時(shí)效溫度(600 ℃)下延長時(shí)效保溫時(shí)間，TC18合金的強(qiáng)度和塑性均有所提升。在現(xiàn)有單級(jí)時(shí)效條件及600 ℃-8 h-AC條件下，TC18合金塑性最強(qiáng)但強(qiáng)度較低，綜合力學(xué)性能較好；在450 ℃-4 h-AC條件下，TC18合金抗拉強(qiáng)度最高達(dá)1 492 MPa，但延伸率最低。

3) 鑄態(tài)TC18合金抗拉強(qiáng)度隨晶內(nèi)α寬度增大而減小，延伸率隨晶界α寬度增大而增大。在600 ℃-8 h-AC條件下，在TC18合金中發(fā)現(xiàn)次生 α相整齊排列在初生α之間。這種次生α相的出現(xiàn)及分布可能影響了合金變形中位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，降低了合金強(qiáng)度，增大了合金塑性。

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