鈦合金具有比強(qiáng)度高、耐蝕性好及高溫性能優(yōu)異等特點(diǎn)，是當(dāng)代航空制造業(yè)中重要的結(jié)構(gòu)材料之一[1]?，F(xiàn)代飛機(jī)中鈦合金的用量越來越大，據(jù)報(bào)道，美國第三代戰(zhàn)斗機(jī)F-14和F-15鈦合金用量分別為24%和27%，而第四代戰(zhàn)斗機(jī)F-22鈦合金用量高達(dá)41%[2]。近年來，航空產(chǎn)業(yè)的不斷發(fā)展對(duì)高強(qiáng)度、高斷裂韌性的新型結(jié)構(gòu)鈦合金的需求越來越迫切，因此研究具有自主知識(shí)產(chǎn)權(quán)、能夠替代超高強(qiáng)度鋼并用于航空大型結(jié)構(gòu)件的新型高強(qiáng)高韌鈦合金得到了廣泛關(guān)注[3]。目前，國內(nèi)外成熟的高強(qiáng)鈦合金主要包括Ti-1023、BT22、TC18、TC21等，但是這些鈦合金抗拉強(qiáng)度都在1100 MPa級(jí)別[4-6]。TB15(Ti-6554)鈦合金是一種新型β型高強(qiáng)高韌鈦合金，其強(qiáng)韌性的匹配優(yōu)于Ti-1023 及TB22合金[7]?，F(xiàn)階段對(duì)該合金的研究主要集中在固溶及時(shí)效溫度和時(shí)間對(duì)其力學(xué)性能和組織的影響[8-10]，而固溶冷卻條件對(duì)鈦合金的組織與力學(xué)性能也存在較大影響[11-12]，因此有必要進(jìn)一步開展相關(guān)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(duì)TB15鈦合金力學(xué)性能、斷口形貌和顯微組織的影響，為實(shí)現(xiàn)TB15鈦合金航空結(jié)構(gòu)件的成形成性一體化提供一定的經(jīng)驗(yàn)和借鑒。

1、試驗(yàn)材料和方法

試驗(yàn)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(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)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(zhuǎn)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(duì)TB15鈦合金鍛件進(jìn)行固溶，然后采用RJ2-50-7井式回火爐進(jìn)行時(shí)效，具體工藝如表1所示。

表1 TB15鈦合金的固溶時(shí)效工藝參數(shù)

試樣經(jīng)不同固溶時(shí)效處理后，采用線切割的方式，加工出直徑φ5 mm、標(biāo)距25 mm的L向標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣和60 mm×62.5 mm×25 mm的TL標(biāo)準(zhǔn)緊湊拉伸斷裂韌性試樣，采用AG 2501CNE試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸測(cè)試，采用MTS-SANS CMT500試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行斷裂韌性測(cè)試，為了保證試驗(yàn)數(shù)據(jù)的準(zhǔn)確性，每種工藝各取3個(gè)試樣進(jìn)行拉伸和斷裂韌性測(cè)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(yàn)結(jié)果與分析

2.1 力學(xué)性能

不同固溶冷卻方式下TB15鈦合金的力學(xué)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(qiáng)度和屈服強(qiáng)度明顯降低，其中抗拉強(qiáng)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(qiáng)度和屈服強(qiáng)度較空冷時(shí)都有所提高，抗拉強(qiáng)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(shí)回充的氬氣從0.1 MPa提高至0.2 MPa 時(shí)，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度急劇提高，其中抗拉強(qiáng)度提高約14.3%；同時(shí)伸長率和收縮率急劇降低，其中伸長率降低達(dá)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(xué)性能最好，抗拉強(qiáng)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?？梢钥闯?，3種冷卻方式下合金的拉伸斷口均呈現(xiàn)典型的河流花樣和解理臺(tái)階，韌窩細(xì)小且淺。根據(jù)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(xué)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?？梢钥闯?，3種冷卻方式下合金的斷口均較為粗糙，且裂紋擴(kuò)展均較為曲折。TB15鈦合金經(jīng)β相區(qū)固溶+時(shí)效后，合金斷口呈解理特征，α相和β相界面上產(chǎn)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(shí)，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(shí)，合金宏觀斷口表面的顯微孔洞更加明顯。這是因?yàn)檎婵諝饫鋾?huì)加速孔洞和二次裂紋的擴(kuò)展，使裂紋擴(kuò)展時(shí)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(jīng)不同固溶冷卻方式后的顯微組織如圖3所示?？梢钥闯?，TB15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(zhuǎn)變?yōu)槠瑢应梁挺罗D(zhuǎn)變組織，原始β晶界清晰可見，初生α相呈隨機(jī)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(nèi)部延伸，其形貌主要以長片層狀為主。采用空冷時(shí)，片層α相縱橫交錯(cuò)，采用0.1 MPa氬氣真空氣冷時(shí)，片層α相數(shù)量增多，同時(shí)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(shí)，片層α相數(shù)量明顯增多，片層間距減小。一般來說，鈦合金中α相數(shù)量越多或α相片層間距越大，其抗拉強(qiáng)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(shí)的抗拉強(qiáng)度最小，采用0.2 MPa真空氣冷時(shí)的強(qiáng)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(jié)論

1) TB15合金固溶時(shí)效后的強(qiáng)度和塑性受固溶冷卻方式的影響較大，對(duì)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(shí)合金的綜合力學(xué)性能最好，抗拉強(qiáng)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(shí)，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(shí)，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(shí)效后的次生α相數(shù)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(shù)量增多，厚度略有增加，片層間距有所增大。