TC18屬于α+β型鈦合金，具有優良的塑性變形性、淬透性、斷裂韌性和較高的強度，適用于制備高承載的航空結構件 [1?5] 。傳統鑄造是迄今為止為生產不同航空航天部件如起落架、機身、壓縮機盤和葉片、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。當合金元素成分一定時，其微觀組織決定其力學性能。對多數鈦合金而言，其力學性能在很大程度上取決于α相的含量和形態 [11?13] 。在α+β相區保溫過程中，等軸α相能夠對β相起到釘扎作用，抑制β相的長大，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，能夠起到彌散強化效果 [16] ，通常通過變形和熱處理的方式對其組織進行調控，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+時效，時效指合金在一定溫度下保溫一定時間，過飽和固溶體發生脫溶和晶格沉淀產生彌散的析出相。

時效的目的是過飽和固溶體脫溶產生析出相，最終提高合金強度和硬度，是提高力學性能常用的手段 [17] 。TC18 鈦合金的時效通常在溫度高于350 ℃時進行，此時，第二相α有較好的形核位置 [18] 。然而，現階段對TC18鈦合金的時效處理研究較少。權浩等 [19] 研究了鍛軋TC18棒材雙重固溶熱處理下的組織結構，發現經過近β熱處理的樣品組織為三態組織或網籃組織，其中，初生α相的晶粒尺寸和形態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。AHMED等 [20] 采用五因素四水平正交試驗研究了固溶保溫溫度、保溫時間、冷卻方式、時效保溫溫度和保溫時間對TC18鈦合金組織和力學性能的影響，發現在固溶冷卻速度越大、時效溫度越低時彌散析出的細針 α體積分數越高，強度提升；固溶溫度越低、時間越長、冷卻速度越小，等軸α相和晶界α相體積分數越大、尺寸也越大，塑性提升，采用熱加工和單級時效工藝、兩段高溫熱變形使晶界α破碎，產生等軸α相以及高密度晶內位錯，在時效過程中為次生α相提供形核位點。HE等 [21] 研究了表面激光重溶后TC18的低溫熱處理過程中輔助相和硬度，發現納米尺寸薄層可在低溫時效階段由一些α初始相聚集形成。

目前，人們對于鑄態TC18鈦合金的時效工藝研究較少，同時對時效方式、保溫溫度、時間、冷卻方式缺乏系統研究。為此，本文研究單級時效熱處理對鑄態TC18鈦合金組織與力學性能的影響，以便為β或近β鈦合金的時效工藝及影響機理提供參考。

1、 實驗

1.1　實驗原料

實驗采用的TC18鈦合由湘投金天鈦業有限公司提供，其化學成分(質量分數)如表1所示。

1.2　實驗過程與方法

按照GB/T 228—2010《金屬材料拉伸試驗》標準對現有TC18鑄錠進行電火花線切割，拉伸樣示意圖如圖1所示。

首先，打磨去除氧化層，用石英管對拉伸樣進行 密 封 。 然 后 ， 對TC18合金進行固溶處理(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ST樣品進行單級時效(STA, solution treatment and aging)的工藝，參數如表2所示。

在美國Instron 3369力學試驗機上對TC18合金樣品進行室溫拉伸試驗，在相同條件下進行5次拉伸試驗，結果取取平均值。

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，對樣品表面進行打磨并拋光。采用 MeF3A 金相顯微鏡(optical microscope, OM)和FEInano-230掃描電鏡(scanning electron microscope, SEM)對試樣微觀結構進行表征。采用Nano Measurer軟件測定樣品OM、SEM圖片中α相的形貌參數。為保證結果的準確性，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合金顯微組織結構。采用Rigaku-3014型XRD衍射儀檢測物相結構。

2、 實驗結果與討論

2.1　時效冷卻方式對合金拉伸性能的影響

TC18合金ST、STA4和STA5試樣的室溫拉伸應力?應變曲線見圖 2，TC18合金 ST、STA4 和STA5試樣的屈服強度 σ 0.2 、抗拉強度 σ b 、斷面收縮率Z以及延伸率 δ 見表3。由表3可知：時效處理后樣品的屈服強度大幅度提升；水冷的STA4樣品屈服強度為1 112.16 MPa，比固溶態的STA4樣品屈服強度提高約17%；空冷的STA5試樣屈服強度為1 176.07 MPa，比固溶態提升約24%；空冷條件下樣品的屈服強度比水冷條件下的高約64 MPa；在塑性方面，相比于固溶態，單級時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)，對應的 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，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SEM圖像見圖4。由圖4可知：STA4和STA5的晶內片層α相大量被截斷成短棒狀，晶內不同取向的片層α相互疊加；相較于ST，STA4和STA5的顯微組織中晶內針狀α變粗后斷裂，其中，STA4發生斷裂的晶內 α相數量較多；晶內處出現細紋狀組織，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包括晶界α相寬度、晶內片層α相寬度見表4。從表4可見：STA5與STA4相比，晶界、晶內α相寬度更寬；與 ST 的相形貌參數相比，STA4和STA5的晶界α相寬度更小，STA4和STA5的晶內α相寬度更大。

2.2　時效溫度和時間對樣品拉伸性能的影響

STA1、STA2、STA3和STA5樣品的室溫拉伸應力?應變曲線見圖5，STA1、STA2和STA3樣品的屈服強度 σ 0.2 、抗拉強度 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 ℃時效下，STA1和STA2強度大幅度提高，如450 ℃時效4 h后(STA1)，樣品的屈服強度從固溶的949.89 MPa 增加至 1 491.53 MPa，提高約 57%，

450 ℃時效8 h后(STA2)，樣品的屈服強度從固溶的948.89 MPa 增加至 1 382.6 MPa，提高約 46%，但應力?應變曲線幾乎沒有塑性平臺，延伸率降至0.71%和0.95%。STA3和STA5樣品出現塑性平臺但強度較低?？梢?，當TC18合金單級時效保溫溫度為450 ℃時，隨保溫時間延長，屈服強度降低，斷面收縮率、延伸率提升；當保溫溫度為600 ℃

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

圖 6 所示為 STA1、STA2 和 STA3 的金相和XRD結果。從圖6可見：TC18合金單級時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相在處理過程中發生熱運動，使得長棒狀α相被截斷形成短棒狀α相，這些短棒狀α相中近等軸狀的α相隨著保溫時間延長逐漸轉變為等軸狀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的相結構由α相構成；STA2和STA3的相結構由α和β相構成。對比圖3(d)中STA5樣品的相結構可以發現在現有條件下，單級時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。結合圖4中STA4和STA5樣品的SEM圖像可知，在 TC18 合金單級時效保溫溫度為600 ℃條件下，晶界周圍和晶內基體中均有細紋 α相分布，而STA1和STA2樣品沒有出現這種組織。

對于晶界上和魏氏體接觸的部分，熱處理后晶界組織變細甚至消失，魏氏體組織變粗。在晶界處交匯處出現部分等軸α相。STA3樣品的晶內α較STA1樣品的晶內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包括晶界α相寬度、晶內片層α相寬度見表6。從表6可知，在相同溫度、不同保溫時間下，合金的相形貌參數差距不大；當保溫時間為4 h或8 h時，保溫溫度600 ℃相較于450 ℃的晶界α、晶內α相寬度更大。

2.3　析出形貌的透射電鏡分析

當TC18合金單級時效保溫溫度為600 ℃時，可在晶界附近和晶內處觀察到大量細紋組織，如圖8(a)所示；當保溫溫度為450 ℃時觀察不到細紋組織，如圖8(b)所示。STA5樣品的TEM圖像見圖8(c)。從圖8(c)可以發現：片層α相、β相均勻分布，在α、β晶粒內部可以觀察到位錯，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。由于時效時間較長，溫度較高，二次析出的α相明顯長大。對β相進行衍射斑點標定，得到的結果如圖8(d)所示，衍射斑點表明其為體心立方結構，標定衍射斑點的晶帶軸為[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相的出現及分布可能影響合金變形中位錯的運動，降低強度，提升塑性。

2.4　時效處理的組織結構與力學性能的關系

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

這符合晶界α相和晶內α相寬度對合金力學性能的影響規律。

不同條件下晶內α寬度與抗拉強度的關系以及晶界α寬度與延伸率的關系見圖10。600 ℃時效時出現次生α相，導致力學性能不能簡單地由晶內和晶界α相寬度這2個參數描述。由圖10可知：在出現次生α相之前，ST、STA1、STA2樣品中抗拉強度隨晶內α相寬度增大而減小，延伸率隨晶界α相寬度增大而增大；出現次生α相后的STA1和STA3

以及STA2和STA5樣品也同樣符合這一規律。然而，對于均存在次生α相的STA3和STA5樣品，抗拉強度隨著晶內α寬度增加而增加，延伸率隨著晶內α寬度增加而減小，其原因可能是延長保溫時間導致次生α相發生較大變化。

3、 結論

1) 鑄態TC18鈦合金時效后的強度較固溶態有所提升，但塑性降低。

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

3) 鑄態TC18合金抗拉強度隨晶內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合金中發現次生 α相整齊排列在初生α之間。這種次生α相的出現及分布可能影響了合金變形中位錯的運動，降低了合金強度，增大了合金塑性。

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