热处理工艺对TC18钛合金板材性能和组织的影响

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，由俄罗斯全俄航空材料研究院（VIAM）于20世纪60年代基于航空结构轻量化需求率先开发。其名义成分Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe（质量分数）通过多元稳定元素协同作用，展现出优异的渗透性与热处理响应特性[2]。已成功替代TC4合金及部分高强钢应用于飞机起落架、机翼接头等关键承力构件[3]，成为航空装备减重增效的核心材料之一。

相较于传统钛合金，TC18的核心优势在于其灵活的热处理调控能力。研究表明[2-5]，通过固溶时效（STA）、复杂双重退火（CDA）、普通退火（FA）及去应力退火（SRA）等工艺组合，可在600~1250MPa范围内梯度调控其力学性能。其中，复杂双重退火因能实现强度、塑性、韧性的最佳平衡，被航空标准GJB 3763A—2004《钛及钛合金热处理》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；第二阶段时效处理（500~650）℃×（2~6）h进一步稳定组织。该工艺通过精准控制中间缓冷阶段的相变动力学，既可抑制相α+α相与长体转变导致的脆性，又能促进初生α相的均匀析出，为后续时效过程中的水级次生α相的弥散分布提供形核基底[6]。然而，多阶段低温需求导致该工艺存在生产周期长、能耗高、设备依赖性强的高限性，严重制约了航空航海用大尺寸构件的批产效率。

近年来，简化热处理流程成为TC18工程应用的重要研究方向。本文聚焦于普通退火与简单双重退火（SDA）两种短周期工艺的对比研究，系统揭示其与复杂双重退火的微观组织差异及性能演变规律。

2、试验材料及方法

2.1 试验材料与制备

试验选用15mm厚TC18钛合金热轧板材作为研究对象，其相对温度经金相法测定为857℃，具体化学成分符合GB/T 3620.1—2016《钛及钛合金牌号和化学成分》要求（见表1）。板材经两火切割制，成品火次通过65%变形量的控温机制获得目标厚度。

表1 TC18钛合金热轧板材化学成分（质量分数）（%）

2.2 热处理工艺设计

参照GJB 3763A—2004设立复杂双重退火对照组（编号：00°，热处理制度：835℃×2h/FC~750℃×2h/AC+600℃×4h/AC），其试验结果作为评判基准。基于表2所设计的热处理制度，研究以下3类工艺。

表2 TC18钛合金热轧板材热处理制度

2.3 表征与检测方法

采用Instron5982电子万能试验机进行室温准静态拉伸试验，依据GB/T 228.1—2021《金属材料拉伸试验 第1部分：室温试验方法》加工试样。显微组织分析通过Olympus GX71光学显微镜完成。

3、复杂双重热处理试验结果与分析

3.1 室温拉伸性能对比

通过对比热轧芯（0°试样）与复杂双重退火态（00°试样）的室温拉伸性能（见表3），发现热处理显著改变了材料的塑性匹配关系，抗拉强度从1536MPa降至1249MPa，降温达18.7%，屈服强度（Rp2）由1406MPa下降至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%。上述变化表明，复杂双重退火工艺有效实现了“牺牲强度换取塑性”的调控目标，为航空结构件的抗冲击设计提供了性能优化空间。

表3 室温拉伸性能

3.2 显微组织演化分析

经复杂双重退火处理后，组织重构为典型“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）。复杂双重退火通过调控相比例及组织形貌，使TC18钛合金的强塑积从3840MPa%提升至15612.5MPa%，验证了该工艺在兼顾材料损伤容限与承载能力方面的工程价值。

3.3 组织与性能关联机制

(1) 强度下降主因 等轴初生α相比例增加削弱了原始β相晶界强化作用，同时层状次生α相降低了位错运动阻力。

(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，延缓局部应力集中；β相转变基体中纳米次生α相通过Orowan机制抑制微裂纹扩展；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、低塑性特征；3°试样（875℃×2h/AC）：抗拉强度（R m ）下降至822MPa，屈服强度（Rp0.2）下降至722MPa，而断后伸长率（ A）和断面收缩率（ Z）分别提升至15.0%与41%，实现强度、塑性逆转；1°试样（795℃×2h/AC）：性能介于二者之间，体现出退火温度对性能的梯度调控能力。

表4 室温拉伸性能

4.2 显微组织演化规律

普通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，随着普通退火温度升高，初生α相含量减少，β相转变基体含量增加。从图2c可知，当温度高于相转变温度后，初生α相完全转变为β相。

4、普通退火试验结果与分析

4.1 室温拉伸性能分析

根据表2中的热处理制度，对1°、2°、3°试样进行普通退火，其室温拉伸性能见表4。试验结果表明，2°试样（835℃×2h/AC）：抗拉强度（R_m）下降至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%，呈现典型的

4.3 组织与性能关联机制

（1）强度变化主因 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相的连续分布。

（2）塑性提升机理 魏氏组织中针状α相的多取向分布促进位错交滑移，延缓颈缩，高温退火消除残余应力，β相比倒增加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），与金相法检测结果一致。T_β以下热处理材料强度由α相含量主导，塑性受β相连续性控制；T_β以上热处理，组织组化与织物弱化成为性能劣化主因。此温度阈值对工艺设计具有决定性意义。

5、简单双重退火试验结果与分析

5.1 热处理工艺参数与性能响应关联性

基于表2热处理制度对4°~12°试样进行简单双重退火，其室温拉伸性能见表5。试验结果表明。

表5 室温拉伸性能

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%，呈现典型脆性断裂特征。

2）10°试样抗拉强度（R_m ）1232MPa，断后伸长率（ A）为14.0%，与复杂双重退火态（00°试样）性能接近，且塑性提升12%，证明简化工艺可实现等效性能调控。

3）第一重退火温度上升时，抗拉强度（R_m ）呈抛物线变化（峰值835℃），断后伸长率（ A）呈非线性单调下降（见图3a）。

4）第二重退火温度上升时，抗拉强度（R_m ）呈非线性单调下降，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

试验表明，简单双重退火后组织呈现温度依赖性差异。

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

2）次生α相随第二重温度升高而粗化，导致强度下降，从微观维度位于强度的变化趋势（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+连续β相基体（见图5），500倍OM下未见次生α相，空冷速率超过β亚稳相分解临界速率，抑制时效α相析出。

4）魏氏组织态：6°、9°、12°试样金相组织为第一重温度超过T_β后逐渐分解，形成粗大魏氏组织（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，形成清晰的层状次生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解。10°，导致β相基体占比升高；因此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重要性。

（2）00°试样与7°、10°、11°试样对比 简单双重退火（7°、10°、11°试样）性能与复杂双重退火00°试样匹配度较高（ΔR m < 5%，ΔA < 2.5%）。证明简单双重退火可通过精准性温替代复杂缓冷步骤，获得与复杂双重退火相当的强塑积（10°试样对比00°）。

6、结束语

1）复杂双重退火通过炉冷（835℃～750℃）工艺触发β相→α相变动力学窗口，形成层状次生α相，而简单双重退火因空冷速率过快抑制时效析出，导致β相转变基体占比升高。二者组织差异源于中间缓冷阶段的相变触发效应。

2）第一重退火温度梯度效应：在795～875℃区间，抗拉强度R m 呈抛物线变化（峰值835℃），塑性指标随温度升高单调下降，降幅达8%（ΔA = 14.0% − 1.0%）；第二重时效温度调控效应：次生α相化速率与温度正相关，验证了“高温时效换塑性”的可行性。

3）筛选出3组高性能简单双重退火制度：7°试样强塑积14707MPa%，10°试样强塑积17248MPa%，11°试样强塑积13470MPa%。实现与复杂双重退火（00°试样强塑积15612.5MPa%）等效的强塑性匹配（ΔR m < 5%，ΔA < 2.5%）。

参考文献：

[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. 中国用钛合金的研究和发展[J]. 材料导报，2005 (6)：67-70.

[4] 中国工程院化工、冶金与材料工程学部与中国材料研究学会. 中国新材料产业发展报告[M]. 北京：化学工业出版社，2022.

[5] 李斌. 航空用钛合金TC18板材机制工艺研究[D]. 西安：西安建筑科技大学，2019.

[6] CHEN Y, WANG K, REN Z. Interaction between phase transformation and static recrystallization during annealing of rolled TC18 titanium alloy[J]. Journal of Materials Science & Technology, 2024, 202：1-15.

[7] 程欣欣，张明玉，宋一新，等. 热处理温度对TC18钛合金微观组织与冲击性能的影响[J]. 稀有金属与硬质合金，2024, 52 (5)：62-67.

[8] 于兰兰，毛小南，赵永庆，等. 热变形行为与BT22钛合金的组织演变[J]. 稀有金属材料与工程，2007 (3)：505-508.

[9] 汤育红，王进，崔明磊，等. 双重退火工艺对冷B级TC18合金锻件组织和性能的影响[J]. 金属热处理，2024, 49 (11)：262-266.

[10] 王晓燕，郭鸿敏，姚泽坤，等. 双重退火对TC18钛合金锻件组织性能的影响[J]. 材料热处理学报，2009, 30 (1)：100-103.