TC18钛合金为高合金化、深度淬透性的过渡型α+β钛合金,具有高强度、高韧性、优良的塑性和焊接性的特点,俄罗斯牌号为BT22,由前苏联航空材料研究院(BHAM) 于1974年开发成功，名义成分为Ti- -5AI-5Mo- -5V-1Cr-1Fe。
TC18钛合金- -般在退火状态下使用，强度水平与TC4、TC6等钛合金固溶时效状态的强度相当，也可以通过固溶时效进行强化,其半成品包括板材、棒材、挤压型材和锻件，国外已将其广泛应用于制备大型机起落架横梁、机身对接框等主承力结构件,在飞机结构中用TC18钛合金代替高强钢或TC4钛合金,可减重15%~20%。本文介绍了航空用TC18钛合金锻饼的制备工艺,重点研究了双重退火时采用不同的第一-级高温退火温度对于TC18钛合金组织及性能的影响，从而为TC18锻件热处理工艺的确定提供依据。原材料选用0级海绵钛、AlMo合金、AIV合金及纯Fe、纯Cr，采用真空自耗电炉经三次熔炼得到φ440mm x 1800mm铸锭，铸锭的化学成分见表1所示。
铸锭在β相区开坯锻造成φ230mm,然后用锯床切成中230mm x 310mm的饼坯;在β相区将饼坯镦粗到φ320mm x 160mm,再换向拔长成到φ230mm x 310mm,重复三次;成品的锻造温度在α+β两相区,采用边镦粗边滚圆,最后锻成φ400mmx90mm饼材。对于TC18钛合金锻件,推荐的热处理制度为双重退火,即第一级高温退火:820~ 850℃ ,保温1~3 h,炉冷至740 ~ 760℃ ,保温1~3 h,空冷;第二级低温退火:加热至500~ 650℃,保温2~6h,空冷。为了研究第--级高温退火温度对于双重退火组织及性能的影响，分别采用试验a和试验b进行双重退火试险。试验a:820℃ x 2h,FC至750℃ x 2h,AC;580℃ x 3h,AC试验b:850℃ x 2h,FC至750℃ x 2h,AC;580℃x 3h,AC
从锻造后的φ400mmx90mm饼材上,切取纵向和横向试样。试样经热处理后,用光学显微镜观察显微组织，进行室温力学性能测试。试验a的双重退火态组织由初生ap相和β基体组成(见图1a),初生αp相均匀分布，呈等轴状,次生αs相较细小,不易分辨,所有的β晶界已充分破碎。试验b的双重退火态组织中出现大量的片状次生αs相(见图2b),初生等轴αp相增粗,且比例减少。研究表明,TC18钛合金双重退火时，第- -级较高温度的固溶退火是为了保留- -定数量的亚稳定相，同时锻压变形的合金发生再结晶，随后较低温度的保温是组织稳定化处理,为后续的第二级时效退火做准备。初生αp相是在第-级较高温度的退火所形成的，在空冷过程中保留下来,次生as相是由高温时的β相在空冷过程转变得到的。第一级的高温退火温度越高,初生αp相含量就越少,β相含量就越多，由其转变得到的次生as相也就越多，此820℃的第一级退火与850℃的第一级退火 比较,后者双重退火态组织中的初生αp相减少,次生αs相增多。两种双重退火试验后,TC18钛合金的力学性能见表2可以看出，随着第-级高温退火温度由820℃提高到850℃,拉伸强度有一一定的提高，塑性有所降低。这是由于随着第一级高温退火温度的升高，初生αp相减少而片状次生αs相的数量随之增加，两相间的界面增多,造成第二相强化效应增强，使得合金的强度升高。条状界面阻碍位错的滑移，位错不易绕过片状αp相，引起变形困难,因此塑性降低。同时，随着第一级高温退火温度由820℃提高到850℃，冲击韧性和断裂韧性有所降低。这是由于等轴αp相含量减少,片状次生αs相的数量增加，裂纹扩展的路径曲折度减少，降低了断裂时需要的能量，因此冲击韧性和断裂韧性降低。对比试验a与试验b,前者的双重退火态TC18合金具有优良的室温力学性能，并且得到理想的的强韧度匹配，其组织及性能完全符合航空用钛及钛合金锻件规范(GJBT2744A- 2007 )的要求。①提高第-级高温退 火温度，双重退火后初生等轴ap相减少，次生片状αs相含量增多;同时拉伸强度有一定的提高，塑性降低，冲击韧性和断裂韧性也有所降低。②采用820 ℃x 2h,FC至750℃ x 2h,AC;580℃x 3h,AC的双重退火工艺,TC18钛合金锻饼具有优良的室温力学性能，可得到理想的的强韧度匹配。参考文献:本文来自百度学术
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