TC18鈦合金的名義成分為Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe，作為一種十分重要的金屬材料，其在航空航天、石 油化工以及汽車工業(yè)等較多領(lǐng)域均有廣泛的應(yīng)用［1-2］。由于TC18鈦合金中包含較多的β類穩(wěn)定元素（Mo 、V），故可對其進行熱處理強化，通過合理的熱處理工藝提高合金的力學(xué)性能［3-4］。

目前，已有大量的學(xué)者對TC18鈦合金進行了研究。其中，牟芃威等［5］研究了固溶和時效溫度對鑄態(tài) TC18合金組織性能的影響，結(jié)果表明：鑄態(tài)TC18合金經(jīng)固溶后組織中初生α相發(fā)生粗化并形成過飽和固溶體 ，隨著固溶溫度的升高，合金強度和硬度不斷下降。再經(jīng)時效處理后，合金強度與硬度有所增加，這是因為 時效析出次生α相，其硬度高于β基體，致使硬度提升。且次生α相能夠阻礙變形過程中的位錯運動，從而 提高合金強度。隨著時效溫度升高，次生α相的數(shù)量減少，導(dǎo)致合金硬度降低，但強度變化較小。辛宏靖等 ［6］研究了初生α相含量對TC18鈦合金時效組織及力學(xué)性能的影響，結(jié)果表明：經(jīng)低溫固溶處理后，組織 中初生α相含量較高，抑制了次生α片層在時效過程中的析出，致使合金強度較低，塑性較高；而經(jīng)高溫固 溶處理后，組織中初生α相含量減少，大量次生α相在時效過程中析出，提高了合金強度，并導(dǎo)致塑性有所 降低。陳素明等［7］研究了退火工藝對增材制造TC18鈦合金力學(xué)性能和微觀組織的影響，結(jié)果表明：退火 溫度為600℃時，合金的強度與塑性達到最佳匹配，隨著退火溫度的不斷升高，組織中β晶內(nèi)的針狀α相開 始粗化，合金強度降低，而塑性提高。

綜上所述，目前對TC18鈦合金的熱處理研究大多數(shù)以固溶時效以及退火工藝為主，并且力學(xué)性能測試以 強度與塑性等拉伸性能為主，對其他熱處理工藝以及力學(xué)性能研究較少。故本文針對TC18鈦合金采用不同溫 度熱處理后進行爐冷的方法，研究不同熱處理溫度對TC18鈦合金微觀組織與沖擊性能的影響。通過實驗數(shù)據(jù) 以及理論分析探索該合金的應(yīng)用價值，為相關(guān)領(lǐng)域的研究和應(yīng)用提供相應(yīng)參考。

1、試驗材料與方法

選用經(jīng)自由鍛造機多火次鍛造加工而成的TC18鈦合金棒材作為試驗材料，成品棒材規(guī)格為φ200ｍｍ， 其化學(xué)元素含量使用電感耦合等離子體發(fā)射光譜儀進行測試，結(jié)果如表1所示。采用光學(xué)顯微鏡分析合金試樣的微觀組織，結(jié)果如圖1所示。

從圖1中可以發(fā)現(xiàn)，該合金原始組織主要由大量的α相以及β轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成，并發(fā)現(xiàn)明顯的晶界α相， 組織中α相的形貌以大量細小條狀為主，長短不一且在基體上交錯分布。

使用連續(xù)升溫金相法對TC18鈦合金試樣進行相變點測試，測得試驗合金的β轉(zhuǎn)變溫度為893℃。將TC18 鈦合金棒材進行切割加工，隨后根據(jù)β轉(zhuǎn)變溫度設(shè)置不同的溫度（835、855、875、895℃）對合金進行熱 處理，加熱設(shè)備為CWF12／65（1200）型馬弗爐，升溫速度為15℃/min，升至設(shè)定溫度后保溫2ｈ，待保 溫結(jié)束后，采用爐冷的方式進行冷卻。對冷卻后的試樣進行微觀組織觀察及抗沖擊性能測試。為保證試驗嚴(yán) 謹(jǐn)性，合金微觀組織取樣位置為沖擊試樣尾部，沖擊試樣沿棒材的縱向位置取樣。

在沖擊試樣測試中，每組采用3個試樣進行測試，最后取3個結(jié)果的平均值作為試驗結(jié)果。此外，使用Ｏ ＬＹＭＰＵＳ型光學(xué)顯微鏡分析試樣的金相組織，使用ＪＣＭ700型掃描電子顯微鏡觀察高倍組織以及拉伸 斷口微觀形貌，使用Ｅｍｐｙｒｅａｎ型Ｘ射線衍射儀分析試樣的物相，使用ＬＦ5255型沖擊試驗機進行沖 擊性能測試。

2、結(jié)果與討論

2.1　微觀組織

圖2為經(jīng)不同溫度熱處理后爐冷所得TC18鈦合金的微觀組織。與原始棒材相比，不同熱處理溫度所得 TC18鈦合金中α相尺寸大小、分布情況以及形貌均發(fā)生了不同程度的變化。當(dāng)熱處理溫度為835℃（圖2（ａ ））時，合金微觀組織主要由細小條狀α相、部分等軸α相、β轉(zhuǎn)變組織以及個別較大的塊狀α相構(gòu)成，且 α相尺寸明顯增大。當(dāng)熱處理溫度升高至855℃（圖2（ｂ））時，組織中仍存在一定數(shù)量的大塊狀α相及長 條狀α相。隨著熱處理溫度進一步升高至875℃（圖2（ｃ）），大塊狀α相減少，長條狀α相變得更加細 小，并

有細小的針狀α相出現(xiàn)。

當(dāng)熱處理溫度升至895℃（圖2（ｄ））后，溫度已經(jīng)達到β單相區(qū)溫度，組織中分布大量的針狀α相， 且晶界α相附近針狀α相數(shù)量更多，而條狀α相與等軸α相完全消失。

由于爐冷過程中合金冷卻速率相比于水冷等其他冷卻方式較慢，合金中的原子在冷卻時有足夠的時間擴 散，因而組織中的α相形核和長大更加容易發(fā)生［8］。當(dāng)熱處理溫度較低（835、855℃）時，為α相和β 相兩相區(qū)溫度，組織中α相未完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?，爐冷過程中組織內(nèi)α相與β相的元素會進行再分布，爐冷前 合金的組織中已存在部分α相，爐冷過程中新的α相析出，且其形核位置通常在β晶界及原α相界面，新析 出的α相與組織中未發(fā)生轉(zhuǎn)變的α相融為一體，最后聚集成塊，從而導(dǎo)致α相較原始微觀組織中的α相有明 顯增大。熱處理溫度較高（875、895℃）時，條狀α相逐漸變得細小，這是由于該溫度已逐步到達β單相 區(qū)溫度，升溫過程中，組織中α相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?，α相發(fā)生溶解，且其溶解順序與原始組織中α相的析出 順序相反，首先最薄最細的α相開始溶解，隨后尺寸較厚較大的α相逐漸溶解，經(jīng)爐冷處理后，組織中的α 相以新析出α相為主，故導(dǎo)致其尺寸減?。?］。

2.2　物相組成

圖3為經(jīng)不同溫度熱處理后爐冷所得TC18鈦合金的ＸＲＤ衍射圖譜。熱處理后的合金組織在冷卻過程中 會發(fā)生β→α相轉(zhuǎn)變。通常情況下，β相會轉(zhuǎn)變?yōu)棣痢湎唷ⅵ痢逑嗉唉料?，其中α′相與α″相是通過切變 方式進行轉(zhuǎn)變，而α相是通過擴散方式進行轉(zhuǎn)變。

影響轉(zhuǎn)變方式的主要因素為過冷度，當(dāng)冷卻速率較快時，產(chǎn)生的過冷度較大，β相會轉(zhuǎn)變?yōu)棣痢湎嗷颚? ″相；而當(dāng)冷卻速率較慢時，產(chǎn)生的過冷度較小，β相則會轉(zhuǎn)變?yōu)棣料啵?2-13］。由于本試驗的冷卻方式 為爐冷，冷卻速度慢，即β相將轉(zhuǎn)變?yōu)棣料?。由圖3可知，經(jīng)不同溫度熱處理并爐冷后，合金的衍射峰主要 由α相與β相構(gòu)成。同時發(fā)現(xiàn)，當(dāng)熱處理溫度不同時，α相與β相的衍射峰強度有所區(qū)別，隨著溫度升高， β相的（110）晶面、α相的（002）、（200）晶面的特征衍射峰強度呈上升趨勢，而其余晶面的特征衍射 峰強度變化較小。β相衍射峰強度增加是由于熱處理溫度升高，組織中α→β相轉(zhuǎn)變更為完全，即形成的β 相含量更高，故其衍射峰強度增加。此外，隨著熱處理溫度升高，β轉(zhuǎn)變組織的Mo元素與V元素有所降低， 而Al元素含量卻隨著熱處理溫度的升高而增加，Al元素作為α相穩(wěn)定元素，其含量的改變會影響α相的晶格 常數(shù)，從而使得部分α相的衍射峰強度增大，即不同的熱處理溫度會引發(fā)組織中元素產(chǎn)生再分配現(xiàn)象，從而 影響部分α相衍射峰的強度［14-15］。

2.3　沖擊性能

材料的沖擊性能主要是由兩方面所構(gòu)成，即沖擊吸收功及沖擊韌性。其中，合金的沖擊吸收功是指合金 在裂紋開動以及裂紋擴展過程中消耗的能量，其本質(zhì)是合金阻礙裂紋開動以及裂紋擴展的能力［16-17］； 沖擊韌性值為沖擊吸收功與試樣標(biāo)準(zhǔn)斷面面積之商，沖擊韌性是指材料在沖擊載荷作用下吸收彈性變形功、 塑性變形功以及裂紋擴展撕裂功的能力，其中塑性變形功以及裂紋擴展撕裂功是主要影響因素。圖4所示為 經(jīng)不同熱處理溫度處理后爐冷所得TC18鈦合金的沖擊吸收功以及沖擊韌性值。由圖4可知，合金的沖擊吸收 功與沖擊韌性二者成正比例關(guān)系，即沖擊吸收功越大，合金的沖擊韌性越高。經(jīng)對比發(fā)現(xiàn)，合金經(jīng)不同溫度 熱處理過后，其沖擊性能隨著熱處理溫度的升高而逐漸降低，當(dāng)熱處理溫度由835℃提高至895℃時，合金的 沖擊吸收功由46Ｊ下降至36Ｊ，沖擊韌性則由57J/cm²下降至44J/cm²。

結(jié)合圖2可知，當(dāng)熱處理溫度較低時，組織析出α相的含量較多且尺寸較大，此時組織具備較好的協(xié)調(diào) 性，在裂紋開動過程中能夠形成較大的塑性變形區(qū)，從而吸收較多的能量；在裂紋擴展方面，因為此時組織 中等軸狀和條狀的α相含量較高，裂紋在擴展過程中會延α相的晶界或穿過α相擴展，整體擴展路徑較為平 順。當(dāng)熱處理溫度較高時，組織主要由大量細小針狀次生α相構(gòu)成，沖擊試樣在變形過程中，組織中容易形 成釘扎作用，增加位錯運動的阻力，使得裂紋開動過程中形成的塑性變形區(qū)面積較小，吸收能量較少；在裂 紋擴展方面，因為組織中α相含量降低，這將增大裂紋擴展路徑的曲折性，增加裂紋的長度，且大量細小的 針狀次生α相還會對裂紋尖端應(yīng)力場起到一定的分散效果，即增加裂紋擴展過程中消耗的能量。

綜上所述，在熱處理溫度升高的過程中，TC18鈦合金在裂紋開動過程中吸收的能量逐漸減少，而在裂紋 擴展過程中吸收的能量則逐漸增多。相關(guān)研究［18-19］表明，裂紋在開動過程中吸收的能量為主要能量， 而裂紋在擴展過程中吸收的能量為次要能量，因此隨著熱處理溫度不斷升高，TC18鈦合金的沖擊性能逐漸降 低。

2.4　沖擊斷口微觀形貌

圖5為經(jīng)不同溫度熱處理后爐冷所得TC18鈦合金的沖擊斷口微觀形貌。當(dāng)熱處理溫度較低時（圖5（ａ） 、圖5（ｂ）），沖擊斷口形貌以韌窩為主，韌窩尺寸較大，且在大韌窩中含有大量小韌窩，說明該組織較 為均勻，具有較弱的抗裂紋擴展能力，擴展所需的條件容易滿足。裂紋在組織內(nèi)進行擴展時，不僅可以沿α ／β晶界的交界處進行擴展，還可穿過晶粒進行擴展，其擴展路徑較平直，且分支較少，使得裂紋擴展路徑 平坦且路程較短，表明合金沖擊性能良好［20］。韌窩尺寸較大是因為合金在爐冷過程中，組織中發(fā)生回復(fù) 與再結(jié)晶，使滑移系統(tǒng)增加，進而提高了合金韌性。

隨著熱處理溫度升高至875℃（圖5（ｃ）），斷口韌窩尺寸變小，并有撕裂棱出現(xiàn)，這表明合金強度 增加且韌性有所降低。當(dāng)熱處理溫度升高至β單相區(qū)后（圖5（ｄ）），斷口中除明顯的韌窩以及撕裂棱形 貌外，空洞尺寸有所增加，這是因為組織中含有大量針狀α相，當(dāng)裂紋的尖端進行擴展時會經(jīng)過針狀α相， 由于針狀α相本身硬度較高，抵抗裂紋繼續(xù)擴展的能力得以增強，裂紋產(chǎn)生繞彎偏轉(zhuǎn)，擴展方向沿著α／β 晶界交界處進行，從而在此區(qū)域形成空洞，若繼續(xù)施加外力作用，微孔會聚合為二次裂紋來協(xié)調(diào)裂紋進行擴 展。

3、結(jié)論

1）TC18鈦合金經(jīng)不同溫度熱處理并爐冷冷卻后，組織中均存在α相和β相，α相尺寸大小、分布情況 以及相貌均有不同程度變化。隨著熱處理溫度的升高，部分α相和β相的衍射峰強度增大，組織中大塊狀α 相消失、長條狀α相更加細小，并析出較多細小的針狀α相。

2）合金沖擊性能隨著熱處理溫度的升高而逐漸降低，當(dāng)熱處理溫度由835℃升高至895℃，合金的沖擊 吸收功由46Ｊ降至36Ｊ，沖擊韌性由57J/cm²降至44J/cm²。

3）當(dāng)熱處理溫度較低（835、855℃）時，合金的沖擊斷口微觀形貌主要以韌窩為主，韌窩尺寸較大， 且在大韌窩中含有大量小韌窩。當(dāng)熱處理溫度較高（875、895℃）時，斷口中韌窩尺寸變小，并有撕裂棱 出現(xiàn)，且空洞尺寸有所增加。

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