1、序言

TC18鈦合金（俄標BT22）作為第三代高強韌B型鈦合金的典型代表，由俄羅斯全俄航空材料研究院（VIAM）于20世紀60年代基于航空結構輕量化需求率先開發。其名義成分Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe（質量分數）通過多元穩定元素協同作用，展現出優異的滲透性與熱處理響應特性[2]。已成功替代TC4合金及部分高強鋼應用于飛機起落架、機翼接頭等關鍵承力構件[3]，成為航空裝備減重增效的核心材料之一。

相較于傳統鈦合金，TC18的核心優勢在于其靈活的熱處理調控能力。研究表明[2-5]，通過固溶時效（STA）、復雜雙重退火（CDA）、普通退火（FA）及去應力退火（SRA）等工藝組合，可在600~1250MPa范圍內梯度調控其力學性能。其中，復雜雙重退火因能實現強度、塑性、韌性的最佳平衡，被航空標準GJB 3763A—2004《鈦及鈦合金熱處理》列為推薦工藝；第一階段高溫退火（820~850）℃×2h爐冷至740~760℃升保溫1~3h，隨后空冷至室溫；第二階段時效處理（500~650）℃×（2~6）h進一步穩定組織。該工藝通過精準控制中間緩冷階段的相變動力學，既可抑制相α+α相與長體轉變導致的脆性，又能促進初生α相的均勻析出，為后續時效過程中的水級次生α相的彌散分布提供形核基底[6]。然而，多階段低溫需求導致該工藝存在生產周期長、能耗高、設備依賴性強的高限性，嚴重制約了航空航海用大尺寸構件的批產效率。

近年來，簡化熱處理流程成為TC18工程應用的重要研究方向。本文聚焦于普通退火與簡單雙重退火（SDA）兩種短周期工藝的對比研究，系統揭示其與復雜雙重退火的微觀組織差異及性能演變規律。

2、試驗材料及方法

2.1 試驗材料與制備

試驗選用15mm厚TC18鈦合金熱軋板材作為研究對象，其相對溫度經金相法測定為857℃，具體化學成分符合GB/T 3620.1—2016《鈦及鈦合金牌號和化學成分》要求（見表1）。板材經兩火切割制，成品火次通過65%變形量的控溫機制獲得目標厚度。

表1 TC18鈦合金熱軋板材化學成分（質量分數）（%）

2.2 熱處理工藝設計

參照GJB 3763A—2004設立復雜雙重退火對照組（編號：00°，熱處理制度：835℃×2h/FC~750℃×2h/AC+600℃×4h/AC），其試驗結果作為評判基準。基于表2所設計的熱處理制度，研究以下3類工藝。

表2 TC18鈦合金熱軋板材熱處理制度

2.3 表征與檢測方法

采用Instron5982電子萬能試驗機進行室溫準靜態拉伸試驗，依據GB/T 228.1—2021《金屬材料拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》加工試樣。顯微組織分析通過Olympus GX71光學顯微鏡完成。

3、復雜雙重熱處理試驗結果與分析

3.1 室溫拉伸性能對比

通過對比熱軋芯（0°試樣）與復雜雙重退火態（00°試樣）的室溫拉伸性能（見表3），發現熱處理顯著改變了材料的塑性匹配關系，抗拉強度從1536MPa降至1249MPa，降溫達18.7%，屈服強度（Rp2）由1406MPa下降至1164MPa，降溫達17.2%，但斷后伸長率（A）則從2.5%大幅提升至12.5%，增幅達400%，斷面收縮率（Z）則從5%大幅提升至26%，增幅420%。上述變化表明，復雜雙重退火工藝有效實現了“犧牲強度換取塑性”的調控目標，為航空結構件的抗沖擊設計提供了性能優化空間。

表3 室溫拉伸性能

3.2 顯微組織演化分析

經復雜雙重退火處理后，組織重構為典型“三態混合”結構：等軸初生α相+層狀次生α相+β相轉變基體（見圖1）。復雜雙重退火通過調控相比例及組織形貌，使TC18鈦合金的強塑積從3840MPa%提升至15612.5MPa%，驗證了該工藝在兼顧材料損傷容限與承載能力方面的工程價值。

3.3 組織與性能關聯機制

(1) 強度下降主因 等軸初生α相比例增加削弱了原始β相晶界強化作用，同時層狀次生α相降低了位錯運動阻力。

(2) 塑性提升機理[7,8] 等軸α相協調變形能力優于帶狀組織，延緩局部應力集中；β相轉變基體中納米次生α相通過Orowan機制抑制微裂紋擴展；多尺度α相（微米級初生α相+亞微米級次生α相）形成分級滑移帶，提高了應變均勻性。

高強度、低塑性特征；3°試樣（875℃×2h/AC）：抗拉強度（R m ）下降至822MPa，屈服強度（Rp0.2）下降至722MPa，而斷后伸長率（ A）和斷面收縮率（ Z）分別提升至15.0%與41%，實現強度、塑性逆轉；1°試樣（795℃×2h/AC）：性能介于二者之間，體現出退火溫度對性能的梯度調控能力。

表4 室溫拉伸性能

4.2 顯微組織演化規律

普通退火后金相組織如圖2所示。從圖2a、b可知，1°、2°試樣金相組織為等軸初生α相+β相轉變基體，隨著普通退火溫度升高，初生α相含量減少，β相轉變基體含量增加。從圖2c可知，當溫度高于相轉變溫度后，初生α相完全轉變為β相。

4、普通退火試驗結果與分析

4.1 室溫拉伸性能分析

根據表2中的熱處理制度，對1°、2°、3°試樣進行普通退火，其室溫拉伸性能見表4。試驗結果表明，2°試樣（835℃×2h/AC）：抗拉強度（R_m）下降至1139MPa，塑性顯著劣化，斷后伸長率（ A）僅為4.0%，斷面收縮率（ Z）降至19%，呈現典型的

4.3 組織與性能關聯機制

（1）強度變化主因 2°試樣高強度源于等軸α相的彌散強化與β相基體中高位錯密度；3°試樣強度驟降歸因于魏氏組織的弱界面結合效應及α相片層間β相的連續分布。

（2）塑性提升機理 魏氏組織中針狀α相的多取向分布促進位錯交滑移，延緩頸縮，高溫退火消除殘余應力，β相比倒增加可提升應變協調能力。

4.4 相變臨界溫度驗證

當初生α相體積分數趨近于零時（3°試樣），可判定退火溫度（875℃）已超過TC18的β相轉變溫度（T_β），與金相法檢測結果一致。T_β以下熱處理材料強度由α相含量主導，塑性受β相連續性控制；T_β以上熱處理，組織組化與織物弱化成為性能劣化主因。此溫度閾值對工藝設計具有決定性意義。

5、簡單雙重退火試驗結果與分析

5.1 熱處理工藝參數與性能響應關聯性

基于表2熱處理制度對4°~12°試樣進行簡單雙重退火，其室溫拉伸性能見表5。試驗結果表明。

表5 室溫拉伸性能

1）5°試樣（高強度工藝）抗拉強度（R_m ）達1699MPa，但斷后伸長率（ A）僅為4.0%，呈現典型脆性斷裂特征。

2）10°試樣抗拉強度（R_m ）1232MPa，斷后伸長率（ A）為14.0%，與復雜雙重退火態（00°試樣）性能接近，且塑性提升12%，證明簡化工藝可實現等效性能調控。

3）第一重退火溫度上升時，抗拉強度（R_m ）呈拋物線變化（峰值835℃），斷后伸長率（ A）呈非線性單調下降（見圖3a）。

4）第二重退火溫度上升時，抗拉強度（R_m ）呈非線性單調下降，斷后伸長率（ A）呈非線性單調上升（見圖3b）。

5.2 顯微組織演化分析

試驗表明，簡單雙重退火后組織呈現溫度依賴性差異。

1）低溫時效態：4°、7°、10°試樣金相組織為初生α相+細小次生α相+β相轉變基體（見圖4）。

2）次生α相隨第二重溫度升高而粗化，導致強度下降，從微觀維度位于強度的變化趨勢（見圖3b）。

3）亞穩β相保留態：5°、8°、11°試樣金相組織為初生α相+連續β相基體（見圖5），500倍OM下未見次生α相，空冷速率超過β亞穩相分解臨界速率，抑制時效α相析出。

4）魏氏組織態：6°、9°、12°試樣金相組織為第一重溫度超過T_β后逐漸分解，形成粗大魏氏組織（見圖6）。

5.3 工藝分析與優化

（1）00°試樣與8°試樣對比 00°試樣爐冷階段（835～750℃）觸發β相→α相轉變，形成清晰的層狀次生α相；00°試樣通過層狀α相協調變形，A提升至12.5%，強塑積達15612.5MPa%。8°試樣直接空冷，β相亞穩相在二次時效中未充分分解。10°，導致β相基體占比升高；因此8°試樣雖獲得高強度（R m = 1404MPa），但斷后伸長率（A）僅7.0%，強塑積僅為9828MPa%。由此證明爐冷階段的重要性。

（2）00°試樣與7°、10°、11°試樣對比 簡單雙重退火（7°、10°、11°試樣）性能與復雜雙重退火00°試樣匹配度較高（ΔR m < 5%，ΔA < 2.5%）。證明簡單雙重退火可通過精準性溫替代復雜緩冷步驟，獲得與復雜雙重退火相當的強塑積（10°試樣對比00°）。

6、結束語

1）復雜雙重退火通過爐冷（835℃～750℃）工藝觸發β相→α相變動力學窗口，形成層狀次生α相，而簡單雙重退火因空冷速率過快抑制時效析出，導致β相轉變基體占比升高。二者組織差異源于中間緩冷階段的相變觸發效應。

2）第一重退火溫度梯度效應：在795～875℃區間，抗拉強度R m 呈拋物線變化（峰值835℃），塑性指標隨溫度升高單調下降，降幅達8%（ΔA = 14.0% ? 1.0%）；第二重時效溫度調控效應：次生α相化速率與溫度正相關，驗證了“高溫時效換塑性”的可行性。

3）篩選出3組高性能簡單雙重退火制度：7°試樣強塑積14707MPa%，10°試樣強塑積17248MPa%，11°試樣強塑積13470MPa%。實現與復雜雙重退火（00°試樣強塑積15612.5MPa%）等效的強塑性匹配（ΔR m < 5%，ΔA < 2.5%）。

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