发布日期：2025-3-27 23:14:23
引言
钛合金在工程材料领域中,尤其在航天领域是一种优良材料,集钢材、铝等多种金属材料诸多优点于一身,其具有密度低、比强度高、耐腐蚀性好、耐高温以及热稳定性好的特点,在生物医疗、航空航天等工业领域应用广泛[1,2].根据合金内部相的不同划分为α型、近α型、α+β型、近β型、β型五种钛合金.在实际生产中,钛合金的经典组织形态共有四类:魏氏组织、等轴组织、网篮组织和双态组织,不同的组织对应的各种力学性能差异很大[3].
合金组织结构决定了其最终的使用性能,合理的显微形貌组合可以很大程度上改善合金的综合力学性能.TC11合金作为一种α+β型热强钛合金,具有良好匹配的热强性和热稳定性,以及高达500℃的使用温度,因而常用于生产航空发动机的压气机盘和叶片锻件[4].由于航空航天领域对于自身要求的严格性,对TC11合金的热强性和高温寿命有着很高的标准.因此,必须要有严格的加工工艺使得合金性能满足使用要求.通过研究TC11合金热加工过程中的组织演化,对变形机理和变形过程中组织演变规律进行研究,为控制TC11合金的组织性能提供有效方案和工艺参数.
Cui等[5]通过Ti-6Al-7Nb合金的等温压缩实验发现,在低应变速率、低应变温度下,变形主要由α相的再结晶与晶界滑移控制,在高应变速率、高应变温度下,变形由β相的动态回复控制;张晓园等[6]通过TC11热变形实验,发现合金在高温变形发生动态再结晶的最佳参数是应变速率1.0s-1,变形温度1123~1213K.贠鹏飞等[7]研究发现TC11合金组织中初生α相的含量和尺寸对力学性能有较大影响;李赛毅等[8]通过退火处理发现,片层组织等轴化程度与TC11合金结构的再结晶程度呈正相关,再结晶退火对优化合金结构晶粒的均匀性取向很有益;Nie等[9]通过研究TC18合金组织蠕变行为发现,片层组织的抗蠕变性能优于等轴组织,高温下两种显微组织以{0002}基面上的位错滑动为主.Shao等[10]通过对TC11合金双退火 处理发现,热处理960℃/1h/AC+530℃/6h/AC,是获得强度和塑性良好结合的最合适的热处理工艺,变形过程中α相的滑移方式由单滑移变成多滑移.
以上研究人员对钛合金特别是TC11合金在热变形和热处理过程中组织与性能关系进行了大量的研究工作,但目前对于TC11合金在α+β相区之间的变形温度微观结构变化规律和低温、高温力学性能研究仍然不足.本文通过使用热模拟机对钛合金TC11进行热压缩实验,然后对压缩变形后的合金进行了拉伸试验,研究了变形温度对钛合金TC11组织演变的影响规律,以及合金不同显微组织对其拉伸性能的影响,同时分析了合金的断口形貌,进一步研究了TC11合金组织强韧机化理,对促进TC11合金更广泛的应用有着重要意义.
1、试验部分
1.1试验材料
研究材料为TC11(α+β)型钛合金,采用真空感应熔炼+真空电弧工艺冶炼制成,经过多向锻造均匀化开坯,得到其初始锻态组织.TC11合金名义成分为Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si,主要化学成分如表1所示,TC11合金的初始组织如图1所示,初始组织为标准的双态组织,灰暗色部分为α相,白亮色部分为β相.从初始锻态材料切取尺寸为Ø16×30mm的圆柱型压缩试样.压缩试样的两个端面应该保证与试样的轴线方向互相垂直.同时,试样的端面用砂纸打磨掉线切割痕迹,从而降低表面粗糙度到Ra1.6.
1.2试验方法
1.2.1热压缩试验
使用热模拟试验机在温度为890℃、920℃、950℃、980℃、1010℃五个条件下,在相同的恒定应变速率10.0s-1的情况下进行等温热压缩试验.将在不同温度下压缩后得到的拉伸试样进行编号,890℃~1010℃依此对应1~5号试样.在热模拟压缩过程中,以10℃/s的升温速度对试样进行升温加热.在加热到压缩温度后,试样保温5min后使试样整体温度趋于均匀,之后进行热压缩.在热变形完成之后,立即对试样进行水淬,以保留其高温变形后的微观结构显微组织.将压缩后的试样沿轴线方向切割为轴对称的两部分,分别用 240~3000目砂纸进行打磨至表面无明显划痕,用抛光机进行表面磨抛至明亮镜面,在室温下用HNO3∶HF∶H2O=3∶1∶10的腐蚀液腐蚀30s,最后用光学显微镜和电子显微镜观察其显微组织.
1.2.2高温拉伸试验
进一步利用万能力学试验机对每一热压缩试样进行不同温度下的拉伸试验.拉伸试样的取样方式、位置和试样的尺寸如图2所示,试验温度分为400℃和600℃两组,拉伸时应变速率全部采用10-4s-1.在拉伸前,采用三段式电阻炉加热方式,上中下段温度差控制在10℃内,将拉伸样加热到实验温度,并保温3min,而后进行实验.拉伸前用砂纸将样品的标距段表面与两侧的线切割痕迹打磨掉,避免集中应力的影响,减小误差.将拉伸实验的应力应变数据记录下来,之后用公式将其转变为真应力真应变曲线,同时得到相应的抗拉强度、屈服强度以及延伸率.拉伸试样编号与压缩试样相同.在拉伸实验结束后,立刻对试样进行水淬,以保留其微观断口形貌,并用SEM进行观察.
2、结果与
讨论
2.1不同变形温度下的显微组织
将不同变形温度的样品沿着轴向方向切开,观察其纵截面的微观结构,如图3所示,其为五个变形温度下压缩的中心区域显微组织结构,图片中,亮白色区域是α相,暗黑色区域是β相.图3(a)是变形温度为890℃的1号试样,由金相组织可以看出,此时α相基本上都是细长条的、连续的片层状,与图1的原始双态组织相比,发生了明显的变化,α相的长度很大,大部分超过了20μm,其片层厚度大约在2~3μm.
在图3(b)中,细长条层状的α相变为粗片层的α相,且α相的长度减小,均小于20μm,其片层厚度有所提升,平均约为4μm;图3(c)是变形温度为3号试样的微观组织样貌,此时,长的片层α相变成了大的块状的近似等轴α相,β转变基体上析出了少许的针状α相,弥散分布整齐排列着.当热变形温度为980℃的4号试样如图3(d)所示,此时微观组织内部的α相含量急剧减少.同时α相的晶粒尺寸急剧很小,平均晶粒尺寸在10μm以下,短棒片层α相基本球化为等轴的α相,未转化的α相也具有了向等轴α相球化转变的趋向,其纵向的方向上出现了明显的断裂趋势;在β转变基体上,析出的针状α相含量变得更多且更加清晰,其交错排列.
如图3(e)所示,微观组织中的α相完全转化为β相,β相的晶粒变的非常的粗大,可以看到其非常明显的晶粒边界,在魏氏组织内部,可以看到排列一致的针状α相,完整的一个β晶粒的尺寸大约为50μm.
当变形温度为890℃,此时处于两相区,变形温度略高于α相转变温度,α相的含量非常高,β转变基体的含量非常少;当热变形温度上升到920℃时,此时钛合金的显微组织产生了相变,即α相向着β相转变,β转变基体的含量增加了小部分,α相随着温度的升高,在能量的驱动下吞并了非常细小的等轴α相,使得细长条层状的α相变为粗片层的α相;变形温度为950℃时,β转变基体含量的增加将α相隔开,阻碍了α相的合并生长,导致大部分α相以相对较大的尺寸等轴形状存在,很小部分的α相以细小等轴α相存在于β转变基体的晶界上,同时β转变基体上因为急速的冷却,析出了少许的针状α相.当热变形温度上升至980℃时,由于变形温度很接近β相变温度,此时微观组织内部的α相含量急剧减少.温度的升高,进一步的促进着α→β相的发生,组织中发生β转变基体的比重逐渐增大;当热变形的温度增加到1010℃时,此时的热变形温度高于β相转变温度1005℃,微观组织中的α相完全转化为β相,形成了明显的魏氏组织.
图4为不同变形温度下的扫描电镜的图片.由SEM图可以清楚地观察到显微组织内部的具体情况,在SEM图中,亮白色部分为β转变基体,暗黑色部分为α相.图4(a)是变形温度在920℃下的微观组织,细长条的α相紧密排列在一起,β基体含量很少且β基体上的析出相也很少,呈单一排列方向.在图4(b)中,可以清楚的看到许多的等轴α相,以及在α、β相界上产生的很小的再结晶晶粒,β基体上析出的针状α相数量明显增多,且针状α相的厚度相对于920℃的微观组织更细小.在图4(c)中,β基体的含量远高于920℃、950℃时产生的β基体,基体上析出的大量针状α相交错排列,形成了典型的钛合金网篮组织[11].在980℃的温度下,α/β相界上产生的动态再结晶晶粒获得了很高的能量从而长大成为等轴α相,厚片层的α相吞并了周围的尺寸相对较小的片层α相,长度、厚度尺寸变得很大.同时可以观察到,随着温度的升高,变形试样中出现的动态再结晶晶粒越多,等轴再结晶晶粒数量的增加,表明动态再结晶的程度增加[12].扩散会随着温度的升高而增加,这与变形温度越高,动态再结晶越容易发生是一致的,同时还发现,动态再结晶晶粒的尺寸随着温度的升高几乎没有长大,此时消耗的能量主要发生在相变上[13,14].
图4(d)是β晶粒内部的微观组织,是典型的钛合金魏氏组织,β晶粒尺寸很大,其内部的析出相整齐排列,形成紧密排列的许多三角形.
在热变形之后,压缩试样的各个部位发生了不均匀的形变,各个区域的微观组织具有一定的差异.图5为钛合金TC11在980℃变形后,中心变形区域到边缘变形区域的微观组织形貌.
图5(a)为大变形区域的中央位置,大量晶粒尺寸较小的等轴α相和动态再结晶产生的等轴α相取代了大尺寸的片层α相,平均晶粒尺寸达到了8~10μm;在大变形区域内,变形时产生的动能大部分转化为微观组织内部的热能,为位错运动提供了能量,因而产生了许多的细小的等轴α晶粒,且更高的能量使得等轴α相尺寸在逐渐长大[15].
图5(b)为边缘变形区域,从图中可以明显的看到β转变基体含量略多于中央区域,而等轴晶粒数量和尺寸却少于心部区域,这是由于在压缩的过程中,试样所受到的压应力不仅来自于压头,试样和压头间的摩擦力使得在变形过程中,给试样产生了切应力,产生了难变形区,使得再结晶程度降低.这表明了在两相区变形时,发生相变所需要的能量的优先级高于α相发生球化和晶粒长大所需要的能量的优先级[16].
2.2不同显微组织的力学性能表现
如图6所示,为在不同变形温度压缩得到的拉伸样分别在400℃和600℃温度下拉伸得到的真应力-真应变曲线图和力学性能指标图.如图6(a)、(c)所示的真应力应变曲线可以看出,在不同的温度下,不同微观显微组织的拉伸试样的力学性能有较大的差别.温度在600℃时的流变应力大于400℃,这是由于,温度较高时,微观粒子内部的变性能变大,对位错运动的阻碍能力变小,位错累积的应力集中得到释放,因此600℃下的试样的流变应力普遍降低[17].600℃下的最大屈服强度和最大抗拉强度相对于400℃下的拉伸强度大幅下降,而每一个试样的伸长率,在600℃的条件下,在翻倍增长.如图6(b)所示,在拉伸温度为400℃时,最大抗拉强度为1002.29MPa,对应的试样为2号试样;最大的屈服强度为765.2MPa,对应的试样为3号试样.抗拉强度和屈服强度的变化大致满足于先上升后下降的趋势.对于其伸长率即拉伸塑性而言,1~4号试样的伸长率相差不是很大.对于5号试样,即在β相变点以上得到的试样的抗拉强度和伸长率最低.这是因为对于2号来说,相对于1号试样,其片层α相的厚度也有所增加,形成的短棒状α相的形貌已经开始近似于等轴α相,大片层样貌的α相在此时已经开始分解;同时,相对于3号试样,2号试样的α相的含量也更多,因此2号样的拉伸强度远高于其他试样.
而4号样相较于3号样来说,其α相的含量在降低,但在β转变基体上析出的α相却在变多,基体上交错排列的针状α相构成的篮网组织,在拉伸变形过程中,提供了很大的变形阻力,因此其抗拉强度仅次于2号试样[18].对于塑性来说,等轴α相的含量越多,在合金拉伸时就越有利于位错快速通过晶界,避免了应力集中,强化了变形协调能力,使塑性明显提升[19].2号试样内部的近似等轴α相,其长宽比较小,这对于塑性也是有利的.对于5号试样,在该温度下,魏氏组织的塑性与强度大大降低.以上就表明拉伸强度的提高不仅和片层α相的厚度有关系,还和α相的体积分数有关,等轴α的含量和析出相的数量深深影响着钛合金的拉伸性能,其中α相的含量和片层厚度是主要的影响因素.
如图6(d)所示,当拉伸温度为600℃时,最大的抗拉强度为692.48MPa,最大的屈服强度为563.9MPa,对应的试样均为3号试样,拉伸强度对应的变化趋势为先上升再下降;塑性最好的是5号试样,其伸长率达到了62.3%.造成这样的原因是,随着变形温度上升到600℃,影响拉伸性能的主要因素发生了改变.3号试样的α相球化程度和等轴α相的数量都明显的多于1、2和4号试样,同时β转变基体的含量和基体上析出的α相都相对很少,基体上弥散分布的针状α应力场和位错的相互作用相,形成了更多的两相界面,在拉伸的过程中,这些界面会阻碍位错滑移,增大晶粒运动的阻力,使得试样的强度提升[20];而更多的等轴α相含量,使得位错运动经过等轴晶粒消耗的能量很少,这就有利于合金的塑性.
对于400℃变形时主要影响因素是α相的含量和片层厚度,在600℃时,此时的主要因素已经转变为了等轴α相的含量和析出针状α相的含量.作为在相变点之上压缩变形得到的5号试样,其在400℃和600℃两个条件下得到的塑性差异显著,这是由于原始β晶粒对于温度比较敏感,在400℃时变形温度较低时,魏氏组织的塑性很差的特点就体现了出来;600℃时,β相的软化机制占据了主导作用.
图7为400℃拉伸条件下,1号试样和5号试样的断口微观形貌,由于钛合金在拉伸过程中断面收缩率很大,因此在每个试样端面的两侧的样貌进行观测.选择拉伸温度变化后,伸长率变化最大的1号试样和变形温度在相变点之上的5号试样进行观察.
由图7(a)、(b)可以看到,断口的中心区域为韧性断裂,断裂表面的形貌基本上都呈现出了单轴拉伸下等轴的韧窝,这对于合金的塑性十分有利[21],大尺寸的韧窝数量稀少,相邻的大韧窝之间存在着尺寸很小的孔洞,大韧窝内部存在着少量的小韧窝.
而在图7(c)、(d)中,5号试样也属于韧性断裂,在拉伸变形的过程中,裂纹会沿着β晶粒边界扩散,因为晶粒尺寸不是很大,裂纹容易从晶粒边界进入到晶粒内部,对内部间距很小的细片层区域产生影响,使得裂纹穿晶比例提升,产生了密集的韧窝[22].但在裂纹扩展的过程中,每当遇到不同取向的细片层α,方向总会发生改变,其累计扩展路径大幅度增加,变形抗力就会变大,拉伸强度上升,塑性则下降[23].这与图6(b)中所展示的相对应的1号和5号试样的力学性能保持着一致.
图8为在600℃拉伸条件下,1号试样和5号试样的微观断口形貌SEM.由图可以直观地看出,在600℃下的断裂方式均为韧性断裂.对于1号试样,其断面收缩率很大,断口上普遍分布着大韧窝,韧窝内部由些许的小韧窝,在韧窝之间不存在孔洞,韧窝内部没有明显的成核点[24,25].相对于400℃下的韧窝,此时的断口形貌虽然还是等轴状,但韧窝深且大.对于5号试样来说,其韧窝尺寸相较于1号试样明显增大,观察韧窝的内部,在其内壁上可以看到显著的变形滑移特征.这也与力学性能指标保持一致.
3、结论
通过对TC11合金不同温度下变形组织演变和低、中温下力学性能、断裂方式进行分析,得到以下结论:
(1)变形温度对TC11合金微观结构有十分显著影响,在两相区变形时,随着压缩温度的上升,合金动态球化行为显著,等轴α相的含量随之增加,同时,更多的能量使大量α相转化为β基体,基体上析出的针状α相数量增多.在相变点以上压缩水冷后,形成了完整晶粒边界的大尺寸β晶粒.
(2)400℃下,最大抗拉强度、屈服强度分别为1002.29MPa、765.2MPa,主要影响因素是α相的含量越多,片层α相厚度越厚,抗拉强度越高;在600℃下,最大抗拉强度、屈服强度分别为692.48MPa、563.9MPa,等轴α含量越多、析出的针状α越多,抗拉强度越高.综合来看,最佳的压缩温度值为920℃的2号试样.
(3)通过对断口的SEM样貌分析,不同试样在不同温度下拉伸的断口样貌差异较大,但全部为韧性断裂.韧窝的尺寸越大越深,其相对应的合金塑性就越好,宏观表现为合金伸长率越大.在400℃下,最大伸长率为20.1%;而在600℃高温下,最大的伸长率可以达到66.8%.
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