鈦合金以其低密度、高比強(qiáng)度以及優(yōu)異的耐蝕性等特點(diǎn)而廣泛應(yīng)用于航空、航天、船舶等領(lǐng)域[1]。其中,TA15鈦合金是在俄羅斯BT22鈦合金的基礎(chǔ)上研制的一種高鋁當(dāng)量近α型鈦合金,該合金兼有α型和(α+β)型鈦合金的優(yōu)點(diǎn),如良好的熱加工性、熱強(qiáng)性和焊接性,較高的室溫和中溫強(qiáng)度,可在450~500℃長期使用,因此被應(yīng)用于整體隔框、進(jìn)氣道格柵防護(hù)罩和中央翼下壁板等部件[2-4]。目前,航空用鈦合金主要采用鍛造為主的成型工藝。鈦合金鍛件的顯微組織與其熱加工歷史(變形、熱處理等)密切相關(guān),近α及(α+β)型鈦合金在(α+β)相區(qū)鍛造獲得的雙態(tài)組織具有優(yōu)異的綜合性能[5-6]。近些年,研究人員對TA15鈦合金熱加工后的組織和性能關(guān)系進(jìn)行了深入研究。張旺峰等[7]研究了熱處理工藝對TA15鈦合金組織和性能的影響;JI等[8]研究了不同熱工藝條件下TA15鈦合金三態(tài)組織中片層狀α相的演變規(guī)律;WU等[9]采用熱模擬壓縮試驗(yàn)研究了TA15鈦合金熱變形過程中的熱變形行為及組織球化過程。

目前,國內(nèi)外對TA15鈦合金的研究主要集中在熱壓縮模擬試驗(yàn)以及單一方向組織與性能之間的影響關(guān)系上,而對該合金不同方向上顯微組織與力學(xué)性能的相關(guān)報(bào)道較少。作者通過對TA15鈦合金棒在(α+β)相區(qū)不同溫度下進(jìn)行鍛造,研究了鍛造溫度對TA15鈦合金鍛件顯微組織和抗拉強(qiáng)度各向異性的影響,為該合金獲得優(yōu)異組織和力學(xué)性能的熱加工工藝制定提供理論依據(jù),從而為該鈦合金鍛件生產(chǎn)提供指導(dǎo)。

1、試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為φ300mm的TA15鈦合金棒;該合金棒由3次真空自耗電弧熔煉鑄錠經(jīng)β相區(qū)開坯和(α+β)相區(qū)鍛造而成,化學(xué)成分見表1。采用淬火金相法測得該爐批TA15鈦合金棒的相變溫度tβ為998℃。TA15鈦合金棒的顯微組織如圖1所示,可見初生αp相分布于β相基體上,初生αp相質(zhì)量分?jǐn)?shù)約55%,呈球狀或蠕蟲狀且分布均勻。

在陜西宏遠(yuǎn)航空鍛造有限責(zé)任公司16MN油壓機(jī)上對TA15鈦合金棒進(jìn)行鍛造,鍛造成厚度為200mm的方坯,鍛造加熱溫度分別為tβ-15℃、tβ-30℃和tβ-50℃,鍛后進(jìn)行850℃×4h熱處理,空冷。在鈦合金鍛件上取樣,經(jīng)去除氧化層、預(yù)磨、拋光后,采用Kroll試劑(HF、HNO₃、H₂O的體積比為1∶2∶7)進(jìn)行腐蝕,使用LeicaDMI3000M型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。在鈦合金鍛件上分別沿流線方向、寬度方向和厚度方向截取尺寸為φ13mm×71mm的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣,標(biāo)距為25mm,在Instron3200型萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn),屈服前拉伸速度為0.005mm·s-1,屈服后拉伸速度為0.02mm·s^-1。使用TecnaiG2F30S型掃描電鏡(SEM)觀察拉伸斷口形貌。

2、試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1對顯微組織的影響

TA15鈦合金棒經(jīng)(α+β)相區(qū)鍛造后的顯微組織為典型雙態(tài)組織,主要由球狀初生αp相和β轉(zhuǎn)變組織組成,3個(gè)方向顯微組織差異較小,如圖2(a)所示。由圖2(b)~(d)可以看出:在tβ-15℃下鍛造后,沿流線方向片層狀次生α相排列整齊,呈棒狀分布于β相基體上;隨著鍛造溫度降低,片層狀α相的長度和寬度均減小。

由表2可以發(fā)現(xiàn):當(dāng)鍛造溫度由tβ-50℃升高到tβ-15℃時(shí),球狀初生αp相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)由45%降低到15%,這是因?yàn)樵谳^高溫度下,部分初生αp相會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪唷３跎羛相含量與片層狀α相含量成反比,因此隨鍛造溫度升高片層狀α相含量增加。隨著鍛造溫度降低,片層狀α相的厚度和長寬比減小。這是因?yàn)?在較高溫度下鍛造變形過程中,大量位錯(cuò)促進(jìn)α相發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,片層狀α相形核后會(huì)迅速長大[10],因此片層的厚度較大;此外,由于片層狀α相的厚度方向與β相界面為半共格界面,厚度方向的長大速率遠(yuǎn)小于長度方向,因此片層狀α相的長寬比也較大。

2.2對拉伸性能的影響

由圖3可以看出,隨著鍛造溫度的升高,TA15鈦合金沿流線方向的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均降低。結(jié)合表2分析可知:隨鍛造溫度升高,初生αp相含量減少,相應(yīng)的片層狀α相含量增加,并且片層狀α相的長寬比增大;當(dāng)位錯(cuò)穿過同一集束尺寸的片層狀次生α相時(shí),位錯(cuò)的垂直滑移距離縮短,位錯(cuò)塞積程度降低[11],因此強(qiáng)度降低。此外,在較高溫度下鍛造后,片層狀次生α相排列較為整齊,而隨著鍛造溫度降低,次生α相排列混亂度增加,起到了彌散強(qiáng)化的作用[12];在拉伸過程中,位錯(cuò)在滑移過程中所遇到的阻力增強(qiáng),導(dǎo)致大量位錯(cuò)塞積在彌散的強(qiáng)化相中,因此合金強(qiáng)度增加[13]。

由圖4可以看出:隨著鍛造溫度的降低,TA15鈦合金3個(gè)方向的抗拉強(qiáng)度均增加;在tβ-15℃和tβ-30℃下進(jìn)行鍛造,鍛件3個(gè)方向的抗拉強(qiáng)度極差分別為24,23MPa,在tβ-50℃下鍛造后,3個(gè)方向的抗拉強(qiáng)度極差減小到10MPa。鈦合金的斷裂過程與裂紋擴(kuò)展路徑的曲折程度有關(guān),而影響裂紋擴(kuò)展路徑的主要因素是α相的形態(tài)和含量。由于α/β相界面的結(jié)合能較弱,裂紋通常沿著α/β相界面擴(kuò)展。當(dāng)裂紋擴(kuò)展方向與α/β相界面保持一致時(shí),裂紋沿α/β相界面擴(kuò)展;而當(dāng)裂紋擴(kuò)展方向與α/β相界面不一致時(shí),裂紋將產(chǎn)生停滯效應(yīng)或被迫改變擴(kuò)展方向,從而消耗更多的能量[14]。較高溫度鍛造后合金中大量α相以片層狀組織形式存在,而片層狀α相集束的不同取向會(huì)阻礙裂紋擴(kuò)展,裂紋穿越集束邊界時(shí)改變方向,形成裂紋分叉并萌生二次裂紋,這些過程均需消耗更多的能量。片層α相集束由于具有較強(qiáng)的方向性,其斷裂過程也存在較強(qiáng)的方向性[15]。在較低溫度下鍛造時(shí),TA15鈦合金的顯微組織中存在大量球狀αp相,當(dāng)裂紋穿過球狀αp相時(shí)無需改變裂紋擴(kuò)展方向,擴(kuò)展路徑不分叉,無需消耗更多能量,因此抗拉強(qiáng)度極差較小[16]。

2.3對拉伸斷口形貌的影響

TA15鈦合金在(α+β)相區(qū)鍛造并沿流線方向拉伸后的試樣宏觀上呈杯錐狀形態(tài),斷口上存在纖維區(qū)、放射區(qū)和剪切唇3個(gè)區(qū)域,如圖5(a)所示,試樣有明顯頸縮現(xiàn)象,表明為韌性斷裂。由圖5(b)~(d)可知:在tβ-50℃下鍛造后,TA15鈦合金沿流線方向拉伸后的斷口纖維區(qū)存在大量較深的等軸狀韌窩,表明其在斷裂過程中吸收能量較高;而在tβ30℃和tβ-15℃下鍛造后,拉伸斷口纖維區(qū)雖仍以韌窩為主,但韌窩較淺。結(jié)合顯微組織分析可知,含有大量球狀初生αp相的鍛件韌窩較深,而含有較多較細(xì)長片層狀α相的鍛件韌窩較淺。

拉伸斷裂過程是裂紋形核和長大的過程。鈦合金的α/β相界面是潛在的裂紋形核源。較多初生αp相的存在減少了裂紋形核源,在塑性變形過程中優(yōu)先出現(xiàn)屈服現(xiàn)象,在位錯(cuò)擴(kuò)展過程中裂紋擴(kuò)展的有效距離增加,形成較深韌窩[17]。片層狀組織為裂紋形核提供大量形核位置,對應(yīng)力集中起分散效應(yīng),且片層狀α相中位錯(cuò)擴(kuò)展的有效滑移距離較短[18],因此在含有較多較細(xì)長片層狀α相的組織中,形成較淺的韌窩。

3、結(jié)論

(1)經(jīng)(α+β)相區(qū)鍛造后,隨著鍛造溫度降低,TA15鈦合金中球狀初生αp相含量增加,片層狀次生α相含量減少,厚度減小,合金強(qiáng)度增大,在tβ50℃下鍛造后,沿流線方向的抗拉強(qiáng)度達(dá)973MPa。

(2)隨著鍛造溫度降低,TA15鈦合金流線方向、寬度方向和厚度方向的抗拉強(qiáng)度極差減小。

(3)TA15鈦合金在(α+β)相區(qū)鍛造后的室溫拉伸斷口均為韌性斷口,隨著鍛造溫度降低,拉伸斷口纖維區(qū)韌窩變深。

參考文獻(xiàn):

[1]BOYERRR,WELSCHG,COLLINGSEW.Materialspropertieshangbook:Titaniumalloys[M].[S.l.]:AMSInternational,1993.

[2]曹春曉.航空用鈦合金的發(fā)展概況[J].航空科學(xué)技術(shù),2005,16(4):3-6.CAOCX.Generaldevelopmentsituationoftitaniumalloysforaviation[J].AeronauticalScienceandTechnology,2005,16(4):3-6.

[3]朱知壽,王新南,商國強(qiáng),等.新型高性能鈦合金研究與應(yīng)用[J].航空材料學(xué)報(bào),2016,36(3):7-12.ZHUZS,WANGXN,SHANGGQ,etal.Researchandapplicationofnewtypeofhighperformancetitaniumalloy[J].JournalofAeronauticalMaterials,2016,36(3):7-12.

[4]王哲,王新南,商國強(qiáng),等.新型超高強(qiáng)韌鈦合金熱變形行為研究[J].稀有金屬材料與工程,2018,47(3):810-815.WANGZ,WANGXN,SHANGGQ,etal.Hotdeformationbehaviorofnewhighstrengthandtoughnesstitaniumalloy[J].RareMetalMaterialsandEngineering,2018,47(3):810-815.

[5]FANJK,KOUHC,LAIMJ,etal.Characterizationofhotdeformationbehaviorofanewnearbetatitaniumalloy:Ti7333[J].Materials&Design,2013,49:945-952.

[6]WANGZ,WANGXN,ZHUZS.CharacterizationofhightemperaturedeformationbehaviorandprocessingmapofTB17titaniumalloy[J].JournalofAlloysandCompounds,2017,692:149-154.

[7]張旺峰,李興無,馬濟(jì)民,等.組織類型對鈦合金損傷容限性能的影響及電鏡原位觀察[J].航空材料學(xué)報(bào),2006,26(3):313-314.ZHANGWF,LIXW,MAJM,etal.EffectofmicrostructureondamagetolerancepropertiesandSEMinsituobservationfortitaniumalloy[J].JournalofAeronauticalMaterials,2006,26(3):313-314.

[8]JIZ,YANGH,LIHW.Evolutionoftwotypesofαplatesintri-modalmicrostructureofTA15alloyundervaryingprocessingconditions[J].RareMetalMaterialsandEngineering,2015,44(3):527-531.

[9]WUCB,YANGH,FANXG,etal.DynamicglobularizationkineticsduringhotworkingofTA15titaniumalloywithcolonymicrostructure[J].TransactionsofNonferrousMetalsSocietyofChina,2011,21(9):1963-1969.

[10]張旺峰,曹春曉,李興無,等.鈦合金斷裂韌性與屈強(qiáng)差的關(guān)系初探[J].稀有金屬材料與工程,2005,34(4):549-551.ZHANGWF,CAOCX,LIXW,etal.Relationshipbetweenfracturetoughnessandproof-ultimatestrengthdifferenceofTialloy[J].RareMetalMaterialsandEngineering,2005,34(4):549-551.

[11]王哲,王新南,祝力偉,等.TB17鈦合金β相區(qū)晶粒長大行為[J].鈦工業(yè)進(jìn)展,2016,33(6):11-15.WANGZ,WANGXN,ZHULW,etal.GraingrowthbehaviorinβsinglephaseofTB17titaniumalloy[J].TitaniumIndustryProgress,2016,33(6):11-15.

[12]吳歡,趙永慶,葛鵬,等.β穩(wěn)定元素對鈦合金α相強(qiáng)化行為的影響[J].稀有金屬材料與工程,2012,41(5):805-810.WUH,ZHAOYQ,GEP,etal.Effectofβstabilizingelementsonthestrengtheningbehavioroftitaniumαphase[J].RareMetalMaterialsandEngineering,2012,41(5):805-810.

[13]AHMEDT,RACKHJ.Phasetransformationsduringcoolinginα+βtitaniumalloys[J].MaterialsScienceandEngineering:A,1998,243(1/2):206-211.

[14]沙愛學(xué),李興無,王慶如,等.熱變形溫度對TC18鈦合金顯微組織和力學(xué)性能的影響[J].中國有色金屬學(xué)報(bào),2005,15(8):1167-1172.SHAAX,LIXW,WANGQR,etal.InfluenceofhotdeformationtemperatureonmicrostructureandmechanicalpropertiesofTC18alloy[J].TheChineseJournalofNonferrousMetals,2005,15(8):1167-1172.

[15]郭萍,趙永慶,曾衛(wèi)東,等.兩相區(qū)熱處理對TC4-DT鈦合金斷裂韌性的影響[J].稀有金屬材料與工程,2018,47(4):1221-1225.GUOP,ZHAOYQ,ZENGWD,etal.Effectofheattreatmentinα+βzoneonfracturetoughnessofTC4-DTtitaniumalloy[J].RareMetalMaterialsandEngineering,2018,47(4):1221-1225.

[16]蔡建明,許超,郝孟一,等.SP700和Ti-6Al-4V鈦合金細(xì)晶組織的疲勞裂紋擴(kuò)展特征[J].航空材料學(xué)報(bào),2006,26(3):71-74.CAIJM,XUC,HAOMY,etal.FatiguecrackgrowthcharacteristicsofSP700andTi-6Al-4Vtitaniumalloys[J].JournalofAeronauticalMaterials,2006,26(3):71-74.

[17]孟笑影,龐克昌,殷俊林.熱處理工藝對TC18鈦合金組織和性能的影響[J].熱處理,2006,21(1):36-39.MENGXY,PANGKC,YINJL.EffectofheattreatmentprocessonstructureandpropertyofTC18titaniumalloy[J].HeatTreatment,2006,21(1):36-39.

[18]張浩,鄭曉斐,房永強(qiáng),等.熱處理制度對TC6鈦合金斷裂韌性的影響[J].世界有色金屬,2015(9):137-138.ZHANGH,ZHENGXF,FANGYQ,etal.TheinfluenceofheattreatmentsystemofTC6titaniumalloyfracturetoughness[J].WorldNonferrousMetals,2015(9):137-138.

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