摘 要：通过兼有α+β 和β 钛合金的TC18（BT22）钛合金性能特征研究，近β 型的一种结构模式。退火状态下强度最高的合金具有良好的可焊接性、锻透性和淬透性等优势，较好的强韧性匹配，可用来制造大型锻件和模锻件，钛合金可制成锻件、模锻件、棒材等。结合显微结构及力学性能实验测试结果表明，共同影响晶粒的生长过程的保温时间延长热力学和动力学因素，影响逐渐减小的保温时间较短动力学因素，建立了β 晶粒尺寸使用回归分析，通过回归分析建立了力学性能与各因素之间的定量关系。
关键词：钛合金；热处理后；显微结构；力学性能
引言
TC18（BT22）钛合金是一种具有代表性的高强高韧钛合金，具有较好的强韧性匹配，很高的退火状态强度水平。达到1080MPa 采用强化处理方式，可超过1300MPa 的强度。钛合金具有极佳淬透性，合金退火强度最高，可达250mm 的截面淬透厚度，通常用于制造飞机上的大型承力构件，钛合金在航空工业中具有重要的地位。国际航空界材料由传统的静强度转变为损伤容限设计，塑性和韧性的良好匹配，损伤容限型钛合金需要达到一定强度。断裂韧性在β 钛合金的研究中发现通常与强度呈反比，β 钛合金的强韧化机制及方法是重点的研究方向。国内外关于TC18 钛合金热处理制度对组织及性能的研究较多，但处理后显微结构及力学性能研究较少，且系统性研究较差。
因此，本文针对钛合金热处理后的显微结构及力学性能研究，通过实验优化TC18 钛合金的性能，定量地分析处理后显微结构及力学性能，开发新型高强高韧钛合金，改善同类型钛合金的性能具有重要研究价值。
1 钛合金的显微结构及力学性能
1.1 钛合金的显微结构
热加工过程多种多样的钛合金，具有十分复杂的相变，其组织类型比较多，包括双态组织、三态组织、等轴组织、网篮组织和魏氏组织。不同的显微组织将具有不同的力学性能，组织决定性能。
1.2 钛合金的力学性能
室温下变形量可达到90%的碘化法钛，其塑性很好。在77K 附近时都不发生脆断，冲击加工的缺口试样。随温度的升高而升高的碘化法钛的延伸率和断面收缩率，抗拉强度和屈服强度随温度的升高而降低。钛的杂质元素N、O、C 由大到小依次排列，均能提高钛的抗拉强度而降低其塑性。H 含量达到0.012~0.015%（wt.%）的钛合金中，力学性能试样的冲击急剧降低，其缺口敏感性大大增加，发生所谓的“氢脆”。除上述元素外，由强到弱依次为 Cr、Co、Nb、Mn、Fe、V、Sn 七种常用元素对钛强度的影响，也可提高钛合金的强度。与铝、镁合金相比，其强度比好些合金钢还要高，钛合金的强度是镁合金的5 倍左右，铝的2 倍多[6]。钛合金却变化很小，与室温下的相比大大降低镁、铝合金673K 时的强度。约为钢的一倍多的钛合金弹性系数，普通钛合金的抗拉强度为280MPa~1100MPa，当下所有应用的金属材料中最高的钛合金的比强度，抗拉强度可达1270MPa~1480MPa 的高强钛合金。
2 实验材料及实验方法
2.1 实验材料制备
通过真空自耗炉三次熔炼，按照Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe（wt.%）成分配料的TC18 钛合金，化学成分为Ti-5.01Al-4.69Mo-5.14V-1.03Cr-1.06Fe（wt.%）实测。在890℃两墩两拔至Φ150mm 圆棒，1150℃六墩六拔开坯成Φ220mm 圆棒，一墩一拔成60×100×Lmm 坯料的810℃。测定合金的相变点通过金相法，温度升高的热处理，热处理温度值为840℃~860℃之间，逐渐减少合金中初生α 相的含量。当达到880℃以上热处理温度时，在870℃时有极少量的热处理温度初生α 相，等轴的β 形成晶粒组织，确定合金的相变点大约为875℃，初生α 相已完全消失。
2.2 实验方法
（1）实验热处理方案
实验热处理方案采用β 区固溶主要为了研究TC18 钛合金β 晶粒的长大规律，β 区固溶及 α+β 两相区固溶+时效的热处理制度，在1080℃、1130℃、1180℃加热，热处理制度分别保温1、2、3、4h 后空冷，热处理制度、目标组织和实验目的合金。
（2）组织参数测量
开发的图像分析软件 Image-ProPlus（IPP）6.0，美国 MediaCybernetics 公司微观组织参数，测量了初生α 相αp 体积分数 v1，次生 α 相 αs 厚度 D2、体积分数 v2，等效圆直径法晶粒尺寸D。
3 热处理后显微组织和组成相特征参数的影响
TC18 钛合金经过固溶时效处理后，取决热加工工艺参数及热处理后的显微组织，很大程度合金的以上力学性能，具有强度、疲劳强度、韧性和抗裂纹扩展性能的良好匹配，各显微组织及组成相的特征参数是影响合金力学性能的直接因素。通过热处理温度与显微组织关系的研究，不同的热处理制度组成相及特征参数的研究较少，时效温度对合金组成相特征参数，不同的固溶通过大量的统计计算得出。对TC18 钛合金显微组织的影响规律，固溶时效及双重热处理温度提供有力依据。TC18 钛合金均由α 和β 两相组成，在750~860℃之间进行固溶处理后。时效处理后亚稳β 相将发生分解，合金仍由α 和β 两相组成，同时会造成合金元素的重新分布。
3.1 热处理对显微组织的影响
在时效前固溶温度的升高，不同固溶温度合金的扫描照片，等轴α 相的等效圆直径变化不明显，合金中初生等轴α 相的含量减少。在时效处理条件下，亚稳定β 相中将析出条状的次生，不同固溶及时效温度下合金的扫描显微组织。固溶及时效温度的变化，体积分数等也发生变化，析出的次生αs 相的厚度。在500℃时效条件下，在β 转变基体中析出的次生αs 相的弥散程度增大，固溶温度的升高。在780℃固溶条件下，由500℃时效后的细小弥散状长成了经600℃时效后的长条状，次生的αs 相开始长大，时效温度的升高。
第一阶段热处理温度在相变点温度以下时，双重热处理制度下初生α 相的显微组织，初生α 相呈短棒状特征。当第二阶段温度降低时，为不规则的多边形和短棒状组织组成的混合组织，初生α 相的形态将发生变化。第一阶段温度在相变点以上，第二阶段温度在相变点以下时，晶界处长条状α 相清晰可见，不同的显微组织将具有不同的力学性能，组织决定性能晶内也由有一定趋向关系的长条状α 相组成。
3.2 热处理对β、α 相晶格参数的影响规律
TC18 钛合金的XRD 谱，固溶温度对α 和β 相晶格参数的影响规律，采用外推法计算出α 和β 相的晶格参数。时效前β 相晶格常数增加，随固溶温度的升高，c 值和c/a 均先增加然后减小，α 相的a 值基本保持不变；时效后固溶温度的升高，相同时效条件下β 相的晶格常数减小，c 值和c/a 均减小，α 相的 a 值稍降；相同固溶条件下，α 相的 a 值、c 值和 c/a 均增加，β 相的晶格常数增加，随时效温度的升高。合金元素与钛原子体积差异综合作用的结果，合金元素在两相中的分布改变，随着热处理温度的变化。固溶处理时，TC18 钛合金中的合金元素（Al、Mo、V、Cr、Fe）原子直径均小于钛原子直径，会造成升高固溶温度。使得两相的晶格常数减小，α 和β 相中的α 稳定元素含量升高；使得两相的晶格常数增加，β 稳定元素含量降低。对于β 相，造成了β 相的稳定性随固溶温度的升高而降低，β 相晶格常数随固溶温度的升高而增加，显然β 稳定元素含量的减少对晶格常数的影响占据了主导地位。
对于α 相，β 稳定元素含量的减少对晶格常数的影响占据主导地位。较低温度固溶时，α 稳定元素含量升高对晶格常数的影响占据主导地位。较高温度固溶时，α 相的晶格常数出现了非单调变化，造成固溶时随固溶温度的升高。时效处理后，造成各相中的合金元素重新分布，亚稳β 相将发生分解。α相中则含有更低的β 稳定元素含量和更高的稳定元素含量，分解形成的新的β 相中含有更高的β 稳定元素含量和更低的。
4 热处理后的特征参数对力学性能的影响
拉伸性能与固溶温度的关系：
TC18 钛合金室温拉伸性能随固溶温度的变化曲线，合金的强度和面缩率呈下降趋势，时效前随着固溶温度的升高，抗拉强度（Rm）约980MPa 下降至约900MPa。合金的延伸率（A）基本保持在15%左右，面缩率（Z）由约65%下降至约35%。在500℃时效时，合金的抗拉强度由约1370MPa 提高至约1700MPa，随着固溶温度的升高，合金的延伸率也由约10%下降至约4%，约50%降至约3%强度提高约330MPa 面缩率。550℃时效时，约55%下降至约20%强度提高约180MPa 面缩率，约1270MPa 提高至约1450MPa 合金的抗拉强度，延伸率由约10%下降至约5%。600℃时效时，面缩率由约60%下降至约37%，合金的抗拉强度由约1170MPa 提高至约1350MPa，延伸率由约13%下降至约10%。
5 结论
通过 TC18 钛合金β 区固溶，采用β 区固溶及 α+β 两相区固溶时效的热处理制度，β 晶粒的长大规律及其热力学动力学分析。固溶时效温度及各组织参数对TC18 钛合金性能的影响，α+β 两相区固溶时效后，依据回归方程对各组织参数和性能的关系进行预测，合金的强度均呈下降趋势，αp 体积分数、αs 体积分数及厚度的增加，呈上升趋势的塑性，对TC18钛合金室温力学性能的影响要大，αp 体积分数较αs 体积分数及厚度。