鈦及鈦合金具有高強(qiáng)度、耐腐蝕性、耐高溫以及無磁性等眾多優(yōu)異特性，是目前應(yīng)用十分廣泛的一種金屬材料[1-2]。通常情況下，鈦合金可分為三類，分別為α型鈦合金、α＋β型鈦合金、β型鈦合金，與α型、α＋β型鈦合金相比，β型鈦合金具有更高的強(qiáng)度，尤其是經(jīng)熱處理加工后，該合金可獲得強(qiáng)度、韌性與抗疲勞性能優(yōu)異的匹配[3]。同時(shí)，因?yàn)棣滦外伜辖鸬睦浼庸ば阅苁謨?yōu)異，在航天飛機(jī)的結(jié)構(gòu)件、發(fā)動(dòng)機(jī)配件以及承重件等器件中具有廣泛的使用，因此近年來，β型鈦合金在航天航空領(lǐng)域的發(fā)展十分迅速[4-5]。

目前常見β型鈦合金主要有TB5、TC18以及Ti-5553等[6]，由于這些合金強(qiáng)度不夠高，且強(qiáng)塑性匹配一般，無法滿足快速發(fā)展的航空工業(yè)需求。在此背景下，國內(nèi)自主研發(fā)了一種新型高強(qiáng)高塑鈦合金TB15（即Ti6554）[7]，該合金屬于亞穩(wěn)定型β鈦合金，通過合理的熱處理強(qiáng)化，可使其具有優(yōu)異的強(qiáng)塑性匹配。因此，在飛機(jī)起落架、飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)掛架、大型飛機(jī)主承力框、主承力梁以及重型直升機(jī)中央翼等關(guān)鍵承力構(gòu)件都廣泛的使用該合金，同時(shí)也可用于制作汽車剎車片、手機(jī)螺絲以及螺母等器件，其有十分廣闊的應(yīng)用前景[8-9]，并引領(lǐng)了國內(nèi)高強(qiáng)高韌鈦合金的發(fā)展方向[10]。

雖然目前對(duì)該合金做了較多的研究，但均以小規(guī)格棒材研究為主，對(duì)大規(guī)格棒材的研究鮮有報(bào)道，故本文選取直徑為750mm的超大規(guī)格TB15棒材，結(jié)合該合金的生產(chǎn)制造工藝，并制定合理的熱處理制度，以實(shí)現(xiàn)該合金強(qiáng)塑性的合理匹配，為制備大型飛機(jī)結(jié)構(gòu)件及重型直升機(jī)結(jié)構(gòu)件打下堅(jiān)實(shí)基礎(chǔ)，進(jìn)而推動(dòng)航空工業(yè)發(fā)展。

1、試驗(yàn)材料與方法

本次試驗(yàn)為采用真空自耗電弧爐（VAR）熔煉三次而制成的TB15鈦合金10Ｔ超大規(guī)格鑄錠，鑄錠規(guī)格為Ф1020mm×2650mm（圖1ａ），采用ICP測定鑄錠的化學(xué)成分為5.5％Cr，5.1％Mo，5.0％Ｖ，4.1％Al，0.07％Fe，0.02％Ｃ，0.01％Ｎ，0.002％Ｈ，0.06％Ｏ，余量Ti。采用連續(xù)升溫金相法得到鑄錠的相變點(diǎn)為793℃。

由于鑄錠開坯在單相區(qū)進(jìn)行，變形過程較易實(shí)現(xiàn)，而兩相區(qū)變形較難，主要是變形抗力大，特別是為實(shí)現(xiàn)均勻變形，增加變形量時(shí)，過程很困難，既需要大噸位壓機(jī)，又需要合理的工藝設(shè)計(jì)，方能實(shí)現(xiàn)超大規(guī)格高強(qiáng)鈦合金棒材鍛造，并獲得均勻組織。故本試驗(yàn)使用德國進(jìn)口萬噸快鍛機(jī)對(duì)鑄錠進(jìn)行鍛造加工，其開坯鍛造在單相區(qū)進(jìn)行，變形量控制在80％ 以上，兩相區(qū)鍛造以75％和85％兩種變形量鍛造為主，最后制出規(guī)格為Ф770mm×2000mm的棒材（圖1ｂ）。隨后經(jīng)去除氧化皮、精加工以及拋光等工序，制成成品規(guī)格為Ф750mm棒材。并采用超聲探傷法對(duì)棒材進(jìn)行超聲檢測，檢查棒材組織均勻性和冶金質(zhì)量。在大量研究的基礎(chǔ)上[11-15]，分別制定了兩種熱處理方案進(jìn)行加熱處理，具體熱處理制度為：（830℃、870℃）×1ｈ／AC＋560℃×8ｈ／AC（AC表示室溫冷卻），對(duì)加熱完成后的棒材進(jìn)行加工取樣，分別觀察其微觀組織，測試合金的拉伸性能，為保證試驗(yàn)的一致性，拉伸測試取棒材縱向方向（Ｌ向）。

鍛造加工采用德國進(jìn)口萬噸快鍛機(jī)，最大墩粗力可達(dá)10ＭＮ，每秒可達(dá)60～120次鍛壓，配合壓機(jī)的60Ｔ的有軌操作機(jī)。使用型號(hào)為ＺＷＩＣＫ萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸性能測試，金相組織使用ＯＬＹＭＰＵＳＧＸ71型金相顯微鏡觀察，使用ＪＥＯＬＪＳＭ-6480掃描電鏡進(jìn)行高倍以及斷口微觀形貌觀察，使用ＳＯＮＡＴＥＳＴＭＳ380無損檢測儀對(duì)棒材進(jìn)行探傷檢測。

2、試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1探傷分析

對(duì)棒材進(jìn)行探傷分析，圖2為超聲波探傷波形圖，表1為棒材超聲探傷結(jié)果，其中Δｄ為整支棒材的底波噪聲差異，可以發(fā)現(xiàn)，對(duì)于長度達(dá)2000mm的棒材來說，雜波能穩(wěn)定達(dá)到GB5193-Ｂ級(jí)水平，說明棒材的內(nèi)部組織均勻性較好。

參考目前鈦合金鍛棒標(biāo)準(zhǔn)，超大規(guī)格的產(chǎn)品較少，某航空用大規(guī)格棒材標(biāo)準(zhǔn)中，TC4鈦合金最大無損檢測的規(guī)格至Ф508mm，為GB5193-Ｂ級(jí)要求。

但因?yàn)棣滦外伜辖鸷辖鸹潭容^高，變形抗力大、晶粒難破碎導(dǎo)致雜波高，同等規(guī)格下β型鈦合金要低于α＋β型鈦合金與α型鈦合金雜波水平。對(duì)于生產(chǎn)難度極大的超大規(guī)格TB15鈦合金來說，本試驗(yàn)所用棒材的探傷結(jié)果可與大規(guī)格TC4鈦合金相當(dāng)，因此可見，此棒材均勻一致性極高，達(dá)到業(yè)內(nèi)先進(jìn)水平。

2.2組織分析

圖3為棒材邊部、R/2部以及心部的金相組織，由圖3可知，組織為大量初生α相均勻分布在基體上，其晶粒十分細(xì)小且均勻，α相形貌為等軸狀形態(tài)。同時(shí)，棒材心部晶粒較邊部略大，這是因?yàn)榘舨囊?guī)格較大，在鍛造加工過程中，其心部的溫度較邊部相比下降的較慢，導(dǎo)致心部溫度略高，在熱能的作用下，心部晶粒長大所致。棒材在塑性變形過程中，隨著不斷增加的變形量，原始鑄錠中粗大晶粒在外應(yīng)力作用下，會(huì)產(chǎn)生變形甚至發(fā)生破碎，晶粒會(huì)順著棒材形變的方向被拉長，同時(shí)發(fā)生扭曲變形，其破碎的小晶粒會(huì)沿著形變方向進(jìn)行排列。當(dāng)棒材的變形量達(dá)到一定數(shù)值時(shí)，其內(nèi)部會(huì)有帶狀組織形成，在隨后的塑性變形以及加熱過程中，組織內(nèi)部會(huì)產(chǎn)生再結(jié)晶，最終形成等軸狀α小晶粒[11]。

選擇棒材R/2部進(jìn)行熱處理試驗(yàn)，圖4為合金經(jīng)不同熱處理制度處理后顯微組織，由圖4可見，合金經(jīng)兩種不同熱處理制度處理后，其顯微組織形態(tài)均以粗大的β晶粒為主，β晶粒內(nèi)部析出大量彌散分布的細(xì)小α相。因?yàn)門B15鈦合金的中β穩(wěn)定元素含量較高，約為15.4％，通過計(jì)算，其Mo當(dāng)量達(dá)到13.95，這就導(dǎo)致該合金在普通的空冷條件下，就可讓組織中的高溫β相保留，最終形成過飽和固溶體。

兩種工藝對(duì)比來說，圖4ｂ中β晶粒度較圖4ａ相比，其晶粒尺寸較大，這是因?yàn)閳D4ｂ的組織經(jīng)歷的固溶溫度更高，較高的溫度會(huì)導(dǎo)致晶粒長大更明顯[12]。

合金在固溶處理后，其組織內(nèi)部會(huì)形成大量亞穩(wěn)定相，在經(jīng)隨后的時(shí)效處理過程中，β晶粒內(nèi)部在固溶階段形成的大量亞穩(wěn)定相會(huì)在晶界處析出大量取向隨機(jī)的次生α相，其形貌為薄片層狀，同時(shí)晶內(nèi)也會(huì)析出大量均勻彌散的次生α相[13-14]。

2.3拉伸性能

圖5為合金經(jīng)不同熱處理制度處理后的拉伸性能，可以發(fā)現(xiàn)，合金的強(qiáng)度與塑性均較高，具有良好的強(qiáng)塑性匹配，且隨著固溶溫度的升高，合金的強(qiáng)度與塑性均有所升高，但塑性升高的幅度較低，相比之下，合金經(jīng)870℃／1ｈ，AC＋560℃／8ｈ，AC處理后，其各項(xiàng)拉伸性能達(dá)到最佳值，為最佳熱處理制度，此時(shí)合金的抗拉強(qiáng)度（Ｒｍ）為1257MPa，屈服強(qiáng)度（Rp0.2）為1168MPa，斷后伸長率（Ａ）為8％，斷面收縮率（Ｚ）為14％。合金經(jīng)時(shí)效處理后，組織中會(huì)析出大量次生α相，在進(jìn)行拉伸時(shí)，組織內(nèi)部的位錯(cuò)在滑移到次生α相時(shí)，因?yàn)槠涫旨?xì)小且大量交錯(cuò)分布，會(huì)導(dǎo)致位錯(cuò)不能快速分散，形成位錯(cuò)塞積，導(dǎo)致合金強(qiáng)度增加[15]。因?yàn)閳D4ｂ中的β晶粒較圖4ａ中尺寸更大，同時(shí)在晶界位置析出更多的次生α相，導(dǎo)致晶界位置形成的應(yīng)力集中更大，使得該組織的強(qiáng)度更大。又因?yàn)門B15鈦合金的中β穩(wěn)定元素含量較高，在熱處理完成后，其組織中存在較多的β相，因?yàn)棣孪酁轶w心立方結(jié)構(gòu)，其相比與密排六方結(jié)構(gòu)的α相，具有更多的滑移系，會(huì)協(xié)調(diào)組織的塑性變形，導(dǎo)致合金具有良好的塑性性能[16]。

2.4斷口微觀形貌

圖6為合金經(jīng)不同熱處理制度處理后斷口微觀形貌，由圖6可知，兩種熱處理制度下合金的斷口微觀形貌總體相似，均以巖石狀形貌為主，同時(shí)存在大量細(xì)小等軸狀韌窩分布在其表面，并可見明顯的撕裂棱，存在β晶界。這是由于經(jīng)兩種制度的熱處理后，組織均以包含粗大β晶粒，試樣在拉伸過程中，由于粗大β晶粒本身的具有較差協(xié)調(diào)性，在拉伸過程中易產(chǎn)生脆性斷裂，故形成巖石狀形貌。因?yàn)槔鞎r(shí)，組織中產(chǎn)生的裂紋并非在α相中形成，而是出現(xiàn)在發(fā)生塑性變形的β晶粒中，在拉伸不斷進(jìn)行的過程中，其組織中會(huì)產(chǎn)生大量微孔，在微孔不斷長大以及增加的過程中，微孔會(huì)接觸相連，最終形成細(xì)小的韌窩分布在斷口表面[17]。由于斷口形貌中韌窩的數(shù)量以及尺寸能體現(xiàn)出合金塑性的大小，雖然圖6的形貌以巖石狀為主，但由于存在大量細(xì)小的韌窩，表明合金具有一定的塑性，這與合金的拉伸性能相符合。

3、結(jié)論

（1）經(jīng)探傷分析，原始棒材的雜波能穩(wěn)定達(dá)到GB5193-Ｂ級(jí)水平，其邊部、R/2部以及心部的金相組織包含大量初生α相，其晶粒十分細(xì)小且均勻，α相形貌為等軸狀形態(tài)。

（2）經(jīng)不同熱處理制度處理后，顯微組織均以粗大的β晶粒為主，β晶粒內(nèi)部析出大量彌散分布的細(xì)小α相。

（3）經(jīng)不同熱處理制度處理后，合金的強(qiáng)度與塑性均較高，具有良好的強(qiáng)塑性匹配，且隨著固溶溫度的升高，合金的強(qiáng)度與塑性均有所升高，但塑性升高的幅度較低，相比之下，合金最佳熱處理制度為870℃／1ｈ，AC＋560℃／8ｈ，AC。

（4）兩種熱處理制度下合金的斷口微觀形貌總體相似，均以巖石狀形貌為主，同時(shí)存在大量細(xì)小等軸狀韌窩分布在其表面，并可見明顯的撕裂棱，存在β晶界。

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