鈦合金具有比強度高、耐蝕性好及高溫性能優(yōu)異等特點，是當代航空制造業(yè)中重要的結構材料之一[1]?，F代飛機中鈦合金的用量越來越大，據報道，美國第三代戰(zhàn)斗機F-14和F-15鈦合金用量分別為24%和27%，而第四代戰(zhàn)斗機F-22鈦合金用量高達41%[2]。近年來，航空產業(yè)的不斷發(fā)展對高強度、高斷裂韌性的新型結構鈦合金的需求越來越迫切，因此研究具有自主知識產權、能夠替代超高強度鋼并用于航空大型結構件的新型高強高韌鈦合金得到了廣泛關注[3]。目前，國內外成熟的高強鈦合金主要包括Ti-1023、BT22、TC18、TC21等，但是這些鈦合金抗拉強度都在1100 MPa級別[4-6]。TB15(Ti-6554)鈦合金是一種新型β型高強高韌鈦合金，其強韌性的匹配優(yōu)于Ti-1023 及TB22合金[7]。現階段對該合金的研究主要集中在固溶及時效溫度和時間對其力學性能和組織的影響[8-10]，而固溶冷卻條件對鈦合金的組織與力學性能也存在較大影響[11-12]，因此有必要進一步開展相關研究。本文研究了固溶后采用空冷、真空氣冷(回充0.1 MPa氬氣和回充0.2 MPa氬氣)的冷卻方式對TB15鈦合金力學性能、斷口形貌和顯微組織的影響，為實現TB15鈦合金航空結構件的成形成性一體化提供一定的經驗和借鑒。

1、試驗材料和方法

試驗材料為TB15鈦合金鍛件，由某公司真空自耗電弧爐3次熔煉而成，化學成分(質量分數，%)為3.7Al、5.1V、6.0Cr、5.4Mo、0.21Fe、0.08C、0.012N、0.003H，余量Ti。TB15鈦合金的β轉變溫度為810 ℃，分別采用RX-140-12箱式電爐和TPVHF-SE90/140真空氣淬爐對TB15鈦合金鍛件進行固溶，然后采用RJ2-50-7井式回火爐進行時效，具體工藝如表1所示。

表1 TB15鈦合金的固溶時效工藝參數

試樣經不同固溶時效處理后，采用線切割的方式，加工出直徑φ5 mm、標距25 mm的L向標準拉伸試樣和60 mm×62.5 mm×25 mm的TL標準緊湊拉伸斷裂韌性試樣，采用AG 2501CNE試驗機進行室溫拉伸測試，采用MTS-SANS CMT500試驗機進行斷裂韌性測試，為了保證試驗數據的準確性，每種工藝各取3個試樣進行拉伸和斷裂韌性測試。采用CamScan3400掃描電鏡觀察合金的顯微組織，采用Hitachi S4300掃描電鏡觀察并分析斷口微觀形貌。

2、試驗結果與分析

2.1 力學性能

不同固溶冷卻方式下TB15鈦合金的力學性能如表2所示。與空冷(SY-1)相比，回充0.1 MPa氬氣真空氣冷(SY-2)后的抗拉強度和屈服強度明顯降低，其中抗拉強度從1451 MPa降低至1391 MPa，降低約4.1%，然而伸長率和斷面收縮率有較大幅度提高，其中伸長率從3.6%提升至7.0%，提高了94.4%，斷裂韌度由71.0 MPa·m1/2變?yōu)?0.3 MPa·m1/2，變化幅度不大；回充0.2 MPa氬氣真空氣冷(SY-3)后的抗拉強度和屈服強度較空冷時都有所提高，抗拉強度提高約9.6%，伸長率由3.6%提高為4.2%，斷面收縮率由9.8%降為8.4%，斷裂韌度由71.0 MPa·m1/2減小為67.4 MPa·m1/2；隨著真空氣冷時回充的氬氣從0.1 MPa提高至0.2 MPa 時，抗拉強度和屈服強度急劇提高，其中抗拉強度提高約14.3%；同時伸長率和收縮率急劇降低，其中伸長率降低達40%。綜上所述，3種固溶冷卻方式下，TB15鈦合金整體的塑性都偏低，其中采用回充0.1 MPa氬氣真空氣冷的綜合力學性能最好，抗拉強度為1391 MPa，伸長率為7.0%，斷面收縮率為13.6%，斷裂韌度為70.3 MPa·m1/2。

2.2 斷口形貌

不同固溶冷卻方式下TB15鈦合金拉伸試樣斷口形貌如圖1所示。可以看出，3種冷卻方式下合金的拉伸斷口均呈現典型的河流花樣和解理臺階，韌窩細小且淺。根據表2可知，3種固溶冷卻方式下合金的斷面收縮率僅為10%左右，可判斷該鈦合金斷口為典型脆性斷裂形貌。

圖1 不同固溶冷卻方式下TB15鈦合金的拉伸斷口形貌Fig.1 Tensile fracture morphologies of the TB15 titanium alloy under different cooling methods of solution treatment(a,d) SY-1; (b,e) SY-2; (c,f) SY-3

表2 不同固溶冷卻方式下TB15鈦合金的力學性能

不同固溶冷卻方式下TB15鈦合金斷裂韌性試樣的斷口形貌如圖2所示。可以看出，3種冷卻方式下合金的斷口均較為粗糙，且裂紋擴展均較為曲折。TB15鈦合金經β相區(qū)固溶+時效后，合金斷口呈解理特征，α相和β相界面上產生大量顯微孔洞，為裂紋發(fā)生偏折的主要位置。采用空冷(SY-1)時，合金的宏觀斷口表面有顯微孔洞和較深的二次裂紋，而采用真空氣冷(SY-2和SY-3)時，合金宏觀斷口表面的顯微孔洞更加明顯。這是因為真空氣冷會加速孔洞和二次裂紋的擴展，使裂紋擴展時路徑偏折，所耗散的能量更多。

圖2 不同固溶冷卻方式下TB15鈦合金斷裂韌性試樣的斷口形貌Fig.2 Fracture morphologies of fracture toughness specimens of the TB15 titanium alloy under different cooling methods of solution treatment(a,d) SY-1; (b,e) SY-2; (c,f) SY-3

2.3 顯微組織

TB15鈦合金經不同固溶冷卻方式后的顯微組織如圖3所示?？梢钥闯觯琓B15鈦合金在β相區(qū)固溶并以不同方式冷卻后，等軸β組織轉變?yōu)槠瑢应梁挺罗D變組織，原始β晶界清晰可見，初生α相呈隨機分布狀態(tài)，次生α相在晶界處彼此間相互平行地析出，并不斷向晶粒內部延伸，其形貌主要以長片層狀為主。采用空冷時，片層α相縱橫交錯，采用0.1 MPa氬氣真空氣冷時，片層α相數量增多，同時片層厚度略有增加，片層間距有所增大，而采用0.2 MPa氬氣真空氣冷時，片層α相數量明顯增多，片層間距減小。一般來說，鈦合金中α相數量越多或α相片層間距越大，其抗拉強度越低，這也很好地解釋了TB15鈦合金采用0.1 MPa真空氣冷時的抗拉強度最小，采用0.2 MPa真空氣冷時的強度最大的原因。

圖3 不同固溶冷卻方式下TB15鈦合金的顯微組織Fig.3 Microstructure of the TB15 titanium alloy under different cooling methods of solution treatment(a) SY-1; (b) SY-2; (c) SY-3

3、結論

1) TB15合金固溶時效后的強度和塑性受固溶冷卻方式的影響較大，對斷裂韌性的影響較小。采用固溶后回充0.1 MPa氬氣真空氣冷時合金的綜合力學性能最好，抗拉強度為1391 MPa，伸長率為7.0%，斷面收縮率為13.6%，斷裂韌度為70.3 MPa·m1/2。

2) 采用空冷時，TB15鈦合金的宏觀斷口表面有顯微孔洞和較深的二次裂紋，而采用真空氣冷時，合金宏觀斷口表面的顯微孔洞更加明顯。

3) 不同固溶冷卻方式下，TB15鈦合金固溶時效后的次生α相數量、厚度及片層間有所不同。與空冷相比，回充0.1 MPa氬氣真空氣冷的片層狀次生α相數量增多，厚度略有增加，片層間距有所增大。