TC18钛合金的名义成分为Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe，，作为一种极度重要的金属资料，，其在航空航天、石 油化工以及汽车工业等较多领域均有宽泛的利用［1-2］。由于TC18钛合金中蕴含较多的β类不变元素（Mo 、V），，故可对其进行热处置强化，，通过合理的热处置工艺提高合金的力学机能［3-4］。

目前，，已有大量的学者对TC18钛合金进行了钻研。其中，，牟芃威等［5］钻研了固溶和时效温度对铸态 TC18合金组织机能的影响，，了局批注：铸态TC18合金经固溶后组织中初生α相产生粗化并形成过饱和固溶体 ，，随着固溶温度的升高，，合金强度和硬度不休降落。再经时效处置后，，合金强度与硬度有所增长，，这是由于 时效析出次生α相，，其硬度高于β基体，，以至硬度提升。且次生α相可能故障变形过程中的位错活动，，从而 提高合金强度。随着时效温度升高，，次生α相的数量削减，，导致合金硬度降低，，但强度变动较小。辛宏靖等 ［6］钻研了初生α相含量对TC18钛合金时效组织及力学机能的影响，，了局批注：经低温固溶处置后，，组织 中初生α相含量较高，，克制了次生α片层在时效过程中的析出，，以至合金强度较低，，塑性较高；；；而经高温固 溶处置后，，组织中初生α相含量削减，，大量次生α相在时效过程中析出，，提高了合金强度，，并导致塑性有所 降低。陈素明等［7］钻研了退火工艺对增材制作TC18钛合金力学机能和微观组织的影响，，了局批注：退火 温度为600℃时，，合金的强度与塑性达到最佳匹配，，随着退火温度的不休升高，，组织中β晶内的针状α相开 始粗化，，合金强度降低，，而塑性提高。

综上所述，，目前对TC18钛合金的热处置钻研大无数以固溶时效以及退火工艺为主，，并且力学机能测试以 强度与塑性等拉伸机能为主，，对其他热处置工艺以及力学机能钻研较少。故本文针对TC18钛合金选取分歧温 度热处置后进行炉冷的步骤，，钻研分歧热处置温度对TC18钛合金微观组织与冲击机能的影响。通过尝试数据 以及理论分析索求该合金的利用价值，，为有关领域的钻研和利用提供相应参考。

1、试验资料与步骤

选用经自由铸造机多火次铸造加工而成的TC18钛合金棒材作为试验资料，，制品棒材规格为φ200ｍｍ，， 其化学元素含量使用电感耦合等离子体发射光谱仪进行测试，，了局如表1所示。选取光学显微镜分析合金试样的微观组织，，了局如图1所示。

从图1中能够发现，，该合金原始组织重要由大量的α相以及β转变组织组成，，并发现显著的晶界α相，， 组织中α相的描摹以大量藐小条状为主，，纵横交错且在基体上交错散布。

使用陆续升温金相法对TC18钛合金试样进行相变点测试，，测得试验合金的β转变温度为893℃。将TC18 钛合金棒材进行切割加工，，随后凭据β转变温度设置分歧的温度（835、855、875、895℃）对合金进行热 处置，，加热设备为CWF12／65（1200）型马弗炉，，升温速度为15℃/min，，升至设定温度后保温2ｈ，，待保 温实现后，，选取炉冷的方式进行冷却。对冷却后的试样进行微观组织观察及抗冲击机能测试。为保障试验严 谨性，，合金微观组织取样地位为冲击试样尾部，，冲击试样沿棒材的纵向地位取样。

在冲击试样测试中，，每组选取3个试样进行测试，，最后取3个了局的均匀值作为试验了局。此外，，使用Ｏ ＬＹＭＰＵＳ型光学显微镜分析试样的金相组织，，使用ＪＣＭ700型扫描电子显微镜观察高倍组织以及拉伸 断口微观描摹，，使用Ｅｍｐｙｒｅａｎ型Ｘ射线衍射仪分析试样的物相，，使用ＬＦ5255型冲击试验机进行冲 击机能测试。

2、了局与会商

2.1　微观组织

图2为经分歧温度热处置后炉冷所得TC18钛合金的微观组织。与原始棒材相比，，分歧热处置温度所得 TC18钛合金中α相尺寸巨细、散布情况以及描摹均产生了分歧水平的变动。当热处置温度为835℃（图2（ａ ））时，，合金微观组织重要由藐小条状α相、部门等轴α相、β转变组织以及个别较大的块状α相组成，，且 α相尺寸显著增大。当热处置温度升高至855℃（图2（ｂ））时，，组织中仍存在肯定数量的大块状α相及长 条状α相。随着热处置温度进一步升高至875℃（图2（ｃ）），，大块状α相削减，，长条状α相变得越发细 。，并

有藐小的针状α相出现。

当热处置温度升至895℃（图2（ｄ））后，，温度已经达到β单相区温度，，组织平散布大量的针状α相，， 且晶界α相左近针状α相数量更多，，而条状α相与等轴α相齐全隐没。

由于炉冷过程中合金冷却速度相比于水冷等其他冷却方式较慢，，合金中的原子在冷却时有足够的功夫扩 散，，因而组织中的α相形核和长大越发容易产生［8］。当热处置温度较低（835、855℃）时，，为α相和β 相两相区温度，，组织中α相未齐全转变为β相，，炉冷过程中组织内α相与β相的元素会进行再散布，，炉冷前 合金的组织中已存在部门α相，，炉冷过程中新的α相析出，，且其形核地位通常在β晶界及原α相界面，，新析 出的α相与组织中未产生转变的α相融为一体，，最后荟萃成块，，从而导致α相较原始微观组织中的α相有明 显增大。热处置温度较高（875、895℃）时，，条状α相逐步变得细。，这是由于该温度已逐步达到β单相 区温度，，升温过程中，，组织中α相逐步转变为β相，，α相产生溶化，，且其溶化挨次与原始组织中α相的析出 挨次相反，，首先最薄最细的α相起头溶化，，随后尺寸较厚较大的α相逐步溶化，，经炉冷处置后，，组织中的α 相以新析出α相为主，，故导致其尺寸减。9］。

2.2　物相组成

图3为经分歧温度热处置后炉冷所得TC18钛合金的ＸＲＤ衍射图谱。热处置后的合金组织在冷却过程中 会产生β→α相转变。通常情况下，，β相会转变为α′相、α″相及α相，，其中α′相与α″相是通过切变 方式进行转变，，而α相是通过扩散方式进行转变。

影响转变方式的重要成分为过冷度，，当冷却速度较快时，，产生的过冷度较大，，β相会转变为α′相或α ″相；；；而当冷却速度较慢时，，产生的过冷度较。，β相则会转变为α相［12-13］。由于本试验的冷却方式 为炉冷，，冷却速度慢，，即β相将转变为α相。由图3可知，，经分歧温度热处置并炉冷后，，合金的衍射峰重要 由α相与β相组成。同时发现，，当热处置温度分歧时，，α相与β相的衍射峰强度有所区别，，随着温度升高，， β相的（110）晶面、α相的（002）、（200）晶面的特点衍射峰强度呈上升趋向，，而其余晶面的特点衍射 峰强度变动较小。β相衍射峰强度增长是由于热处置温度升高，，组织中α→β相转调换为齐全，，即形成的β 相含量更高，，故其衍射峰强度增长。此外，，随着热处置温度升高，，β转变组织的Mo元素与V元素有所降低，， 而Al元素含量却随着热处置温度的升高而增长，，Al元素作为α相不变元素，，其含量的扭转会影响α相的晶格 常数，，从而使得部门α相的衍射峰强度增大，，即分歧的热处置温度会引发组织中元素产生再分配景象，，从而 影响部门α相衍射峰的强度［14-15］。

2.3　冲击机能

资料的冲击机能重要是由两方面所组成，，即冲击吸收功及冲击韧性。其中，，合金的冲击吸收功是指合金 在裂纹开动以及裂纹扩大过程中亏损的能量，，其性质是合金故障裂纹开动以及裂纹扩大的能力［16-17］；；； 冲击韧性值为冲击吸收功与试样尺度断面面积之商，，冲击韧性是指资料在冲击载荷作用下吸收弹性变形功、 塑性变形功以及裂纹扩大扯破功的能力，，其中塑性变形功以及裂纹扩大扯破功是重要影响成分。图4所示为 经分歧热处置温度处置后炉冷所得TC18钛合金的冲击吸收功以及冲击韧性值。由图4可知，，合金的冲击吸收 功与冲击韧性二者成正比例关系，，即冲击吸收功越大，，合金的冲击韧性越高。经对比发现，，合金经分歧温度 热处置过后，，其冲击机能随着热处置温度的升高而逐步降低，，当热处置温度由835℃提高至895℃时，，合金的 冲击吸收功由46Ｊ降落至36Ｊ，，冲击韧性则由57J/cm²降落至44J/cm²。

结合图2可知，，当热处置温度较低时，，组织析出α相的含量较多且尺寸较大，，此时组织具备较好的协调 性，，在裂纹开动过程中可能形成较大的塑性变形区，，从而吸收较多的能量；；；在裂纹扩大方面，，由于此时组织 中等轴状和条状的α相含量较高，，裂纹在扩大过程中会延α相的晶界或穿过α相扩大，，整体扩大蹊径较为平 顺。当热处置温度较高时，，组织重要由大量藐小针状次生α相组成，，冲击试样在变形过程中，，组织中容易形 成钉扎作用，，增长位错活动的阻力，，使得裂纹开动过程中形成的塑性变形区面积较。，吸收能量较少；；；在裂 纹扩大方面，，由于组织中α相含量降低，，这将增大裂纹扩大蹊径的崎岖性，，增长裂纹的长度，，且大量藐小的 针状次生α相还会对裂纹尖端应力场起到肯定的分散成效，，即增长裂纹扩大过程中亏损的能量。

综上所述，，在热处置温度升高的过程中，，TC18钛合金在裂纹开动过程中吸收的能量逐步削减，，而在裂纹 扩大过程中吸收的能量则逐步增多。有关钻研［18-19］批注，，裂纹在开动过程中吸收的能量为重要能量，， 而裂纹在扩大过程中吸收的能量为次要能量，，因而随着热处置温度不休升高，，TC18钛合金的冲击机能逐步降 低。

2.4　冲击断口微观描摹

图5为经分歧温度热处置后炉冷所得TC18钛合金的冲击断口微观描摹。当热处置温度较低时（图5（ａ） 、图5（ｂ）），，冲击断口描摹以韧窝为主，，韧窝尺寸较大，，且在大韧窝中含有大量小韧窝，，注明该组织较 为均匀，，拥有较弱的抗裂纹扩大能力，，扩大所需的前提容易满足。裂纹在组织内进行扩大时，，不仅能够沿α ／β晶界的接壤处进行扩大，，还可穿过晶粒进行扩大，，其扩大蹊径较平直，，且分支较少，，使得裂纹扩大蹊径 平展且旅程较短，，批注合金冲击机能优良［20］。韧窝尺寸较大是由于合金在炉冷过程中，，组织中产生回复 与再结晶，，使滑移系统增长，，进而提高了合金韧性。

随着热处置温度升高至875℃（图5（ｃ）），，断口韧窝尺寸变。，并有扯破棱出现，，这批注合金强度 增长且韧性有所降低。当热处置温度升高至β单相区后（图5（ｄ）），，断口中除显著的韧窝以及扯破棱形 貌外，，浮泛尺寸有所增长，，这是由于组织中含有大量针状α相，，当裂纹的尖端进行扩大时会经过针状α相，， 由于针状α相自身硬度较高，，抵抗裂纹持续扩大的能力得以加强，，裂纹产生绕弯偏转，，扩大方向沿着α／β 晶界接壤处进行，，从而在此区域形成浮泛，，若持续施加外力作用，，微孔汇聚合为二次裂纹来协调裂纹进行扩 展。

3、结论

1）TC18钛合金经分歧温度热处置并炉冷冷却后，，组织中均存在α相和β相，，α相尺寸巨细、散布情况 以及面孔均有分歧水平变动。随着热处置温度的升高，，部门α相和β相的衍射峰强度增大，，组织中大块状α 相隐没、长条状α相越发细。，并析出较多藐小的针状α相。

2）合金冲击机能随着热处置温度的升高而逐步降低，，当热处置温度由835℃升高至895℃，，合金的冲击 吸收功由46Ｊ降至36Ｊ，，冲击韧性由57J/cm²降至44J/cm²。

3）当热处置温度较低（835、855℃）时，，合金的冲击断口微观描摹重要以韧窝为主，，韧窝尺寸较大，， 且在大韧窝中含有大量小韧窝。当热处置温度较高（875、895℃）时，，断口中韧窝尺寸变。，并有扯破棱 出现，，且浮泛尺寸有所增长。

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