翟欣姣,張明玉,岳 旭,3,同曉樂,3,楊 斌,王玉佳

(1.新疆湘潤新材料科技有限公司,新疆 哈密 839000;2.大連交通大學(xué) 連續(xù)擠壓教育部工程研究中心,遼寧 大連 116028;3.新疆鈦基新材料重點實驗室,新疆 哈密 839000)

鈦及鈦合金具有無磁性、比強度高、耐腐蝕性好以及密度低等眾多良好的特性,使得其在生物醫(yī)學(xué)、化學(xué)工程、海洋工程、航天軍工等各個領(lǐng)域均有大量且廣泛的使用[1]。TA15鈦合金是一種典型的近α型鈦合金,該合金的名義成分為Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V[2]。TA15鈦合金具備中等強度的室溫強度以及較為優(yōu)異的高溫強度,同時該合金的熱穩(wěn)定性良好且塑性性能優(yōu)異,可進行鍛造、軋制等塑性加工,故其被廣泛的應(yīng)用在飛機的關(guān)鍵受力構(gòu)件中,故要求其產(chǎn)品性能具備優(yōu)異的綜合力學(xué)性能[3-4]。近些年來,隨著航天航空領(lǐng)域的不斷發(fā)展,故對TA15鈦合金的力學(xué)性能要求也不斷增加,因此對該合金的組織與力學(xué)性能的研究是很有必要的。

目前關(guān)于TA15鈦合金的研究較多,其中趙小龍等人[5]研究了固溶溫度對TA15鈦合金組織與力學(xué)性能的影響,發(fā)現(xiàn)固溶溫度會影響組織中初生α相含量,隨著固溶溫度升高,初生α相含量逐漸減少,且析出大量的次生α相。并發(fā)現(xiàn)合金強度隨著固溶溫度升高而增加,而塑性則體現(xiàn)出與之相反的變化趨勢。齊銘等人[6]研究了熱處理對鍛壓TA15鈦合金棒材組織和性能的影響,發(fā)現(xiàn)退火溫度會影響組織中初生α相、次生α相以及β相的含量,經(jīng)對比,合金經(jīng)820 ℃退火處理后,其強度與塑性得到良好的匹配(其抗拉強度為986 MPa,斷后伸長率為13.5%)。谷美邦[7]研究了熱處理制度對激光增材制造TA15鈦合金力學(xué)性能的影響,發(fā)現(xiàn)合金經(jīng)普通退火處理后,組織為細(xì)片層α+β超細(xì)片層網(wǎng)籃組織,而合金經(jīng)雙重退火處理后,組織為初生α相+超細(xì)β轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成的雙態(tài)組織;在力學(xué)性能方面,發(fā)現(xiàn)經(jīng)普通退火處理后,合金強度與疲勞極限均優(yōu)于雙重退火。

綜上所述,雖然目前眾多學(xué)者對TA15鈦合金做了相關(guān)研究,但熱處理溫度均是在兩相區(qū)溫度,未對單相區(qū)溫度處理后的組織進行研究。同時對合金力學(xué)性能的研究也是以拉伸性能為主,并未對沖擊性能做出研究,故本文根據(jù)目前研究現(xiàn)狀,對TA15鈦合金進行β相區(qū)(單相區(qū))加熱處理,再進行不同的方式的冷卻處理,隨后進行沖擊性能測試。分析β相區(qū)冷卻方式對TA15鈦合金組織與沖擊性能的影響,為該合金的工程應(yīng)用做出參考。

1 試驗材料與方法

本試驗材料為直徑為130 mm的TA15鈦合金棒材,該材料由新疆湘潤新材料科技有限公司提供,測得合金主要化學(xué)成分為(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%):6.73Al,2.29V,2.1Zr,1.67Mo,0.01O,Ti余量。使用差熱分析法(DSC)測得試驗用TA15鈦合金的相轉(zhuǎn)變溫度為993 ℃。使用鋸床以及線切割對試驗用TA15鈦合金進行切割加工,隨后使用高精度等級的箱式電阻爐對合金進行加熱處理。根據(jù)測得的相轉(zhuǎn)變溫度,設(shè)定加熱溫度為1000 ℃,加熱時間為1 h,待加熱結(jié)束后,分別對合金采用水冷、空冷、爐冷三種方式進行冷卻。熱處理加工完成后,對試樣進行微觀組織觀察并進行沖擊性能測試,隨后觀察沖擊斷口微觀形貌。其中,微觀組織腐蝕劑配比為HF:HNO3:H2O=1:3:6(體積比),使用Ziess光學(xué)顯微鏡觀察合金的微觀組織并拍照,使JBS-750金屬擺錘式?jīng)_擊實驗機進行沖擊性能測試,測試過程依照相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)執(zhí)行,采用一體式Nava SEM 450場發(fā)射掃描電鏡對沖擊試樣的斷口進行微觀形貌觀察并分析。

圖1為試驗用TA15鈦合金棒材的原始微觀組織(即原始加工態(tài)微觀組織),可以發(fā)現(xiàn)該組織為十分典型的經(jīng)兩相區(qū)鍛造加工后的雙態(tài)組織,其主要由大量形貌為等軸狀的初生α相以及β轉(zhuǎn)變組織組成,β轉(zhuǎn)變組織中包含形貌為細(xì)小條狀的次生α相以及殘余β相(位于次生α相之間)。

圖1 TA15鈦合金棒材的原始微觀組織

在鍛造加工的塑性變形過程中,合金微觀組織中包含的初生α相與β相均會產(chǎn)生一定程度的變形,在鍛造加工后形成形貌為等軸狀的α相。在整個鍛造加工過程中,組織中α相的形貌與含量會受到變形量大小、變形溫度高低以及變形速度快慢等因素所影響。在鍛造加工過程中,隨著變形量增加的過程,鑄態(tài)組織中的原始粗大β晶粒會受到巨大的外應(yīng)力作用,隨后被壓扁并且發(fā)生一定程度的破碎,并且發(fā)生破碎的晶粒會順著塑性變形的流動方向被拉長并產(chǎn)生扭曲,且順著塑性變形的方向進行有規(guī)律的排列。在塑性變形量達到一定程度后,合金微觀組織中會產(chǎn)生一定量的帶狀結(jié)構(gòu),在達到一定的條件后,組織會產(chǎn)生再結(jié)晶,最終形成形貌為等軸狀的α相。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 微觀組織

圖2為合金經(jīng)不同冷卻方式處理后的微觀組織形貌?？梢园l(fā)現(xiàn),不同冷卻方式對合金微觀組織形貌影響較大,在水冷條件下(圖2a),組織中出現(xiàn)粗大的β晶粒,并有晶界α相(位置A)出現(xiàn),且晶界α相尺寸十分細(xì)小,同時發(fā)現(xiàn)組織中出現(xiàn)形貌十分細(xì)小的針狀α相。在空冷條件下(圖2b),發(fā)現(xiàn)組織同樣是由粗大β晶粒構(gòu)成,并析出更多的細(xì)小針狀α相(位置B),且發(fā)現(xiàn)針狀α相尺寸有所增加。而在爐冷條件下(圖2c),相比于水冷與空冷,此時微觀組織形貌產(chǎn)生較大的變化,組織中除了粗大β晶粒外,其晶粒被大量粗大片狀α相所占據(jù)(位置C),且發(fā)現(xiàn)晶界α相明顯粗化。

(a)水冷 (b)空冷 (c)爐冷圖2 經(jīng)不同冷卻方式處理后的微觀組織

由于TA15鈦合金為近α型鈦合金,該合金的β類穩(wěn)定元素含量較少,即Mo當(dāng)量較低。故在冷卻過程中通常只會形成α′相與次生α相,并無α"相析出[8]。合金在加熱過程中,組織會發(fā)生α→β相的轉(zhuǎn)變,溫度越高,轉(zhuǎn)變越充分。本試驗加熱溫度為單相區(qū),故α相完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?在隨后的冷卻過程中,β相向α相進行轉(zhuǎn)變。不同冷卻方式產(chǎn)生的過冷度不同,在水冷時,產(chǎn)生的過冷度較大,原子通常會以切變的方式發(fā)生轉(zhuǎn)變,組織中合金元素來不及充分?jǐn)U散,最終會形成α′相,即經(jīng)水冷處理后,組織中發(fā)生β→α′相[9]。在空冷條件下,因為此時產(chǎn)生的過冷度有所減少,組織中合金元素會進行擴散轉(zhuǎn)變,最終形成細(xì)針狀次生α相。而在爐冷條件下,因為此時冷卻速度十分緩慢,過冷度十分小,同時爐冷條件下會有充分的能量使得組織中的次生α相進行長大,最終形成尺寸粗大的片狀α相。

2.2 沖擊性能

圖3為TA10鈦合金經(jīng)不同冷卻方式處理后的沖擊吸收功?？梢园l(fā)現(xiàn),三種冷卻方式中,合金經(jīng)爐冷處理后沖擊吸收功最大(38 J),其次是空冷(17 J),水冷最差(13 J)。合金的沖擊吸收功由兩部分構(gòu)成,分別是裂紋萌生階段所吸收的能量以及裂紋擴展過程中所吸收的能量[10]。

圖3 經(jīng)不同冷卻方式處理后的沖擊吸收功

在裂紋萌生階段,經(jīng)水冷和空冷處理后的組織均是由粗大β晶粒構(gòu)成,該類型組織的整體協(xié)調(diào)性能均較差。二者的區(qū)別為水冷組織中的α′相形貌更加細(xì)小,在塑性變形起始階段,組織中的微裂紋會率先在大量的細(xì)小α′相中萌生,因為α′相本身具有的硬度較高,且細(xì)小的α′相極其容易產(chǎn)生微尺度的不均勻形變,即施加很小的外力就會使得裂紋萌生以及進行擴展。即相比水冷,經(jīng)空冷處理后的組織中析出尺寸較大的次生α相,其本身的硬度也要低于α′相,故組織的整體協(xié)調(diào)性能較水冷有所增加,即相比于水冷,空冷在該階段吸收能量有所增加。因為經(jīng)爐冷處理后組織中由粗大β晶粒以及大量片狀α相構(gòu)成,片狀α相會導(dǎo)致裂紋萌生階段的組織變形極不均勻,即吸收能量最多。

在裂紋擴展階段,由于三種冷卻方式的組織中均包含粗大β晶粒,裂紋大部分會沿著β晶粒的晶界位置進行擴展,其余部分會在晶粒內(nèi)部進行擴展。經(jīng)水冷處理后的組織中α′相最為細(xì)小,裂紋較為容易穿過。而經(jīng)空冷處理后組織中析出的次生α相尺寸較大,裂紋穿過次生α相時需要更多的能量。而爐冷中的片狀α相尺寸更多,即裂紋難以順利穿過片狀α相,部分裂紋會繞過片狀α相進行擴展,這就導(dǎo)致了裂紋的擴展路徑增加曲折,即吸收能量更多。綜上所述,經(jīng)爐冷處理后,在裂紋萌生以及裂紋擴展階段所吸收的能量最多,空冷次之,水冷最少。

2.3 沖擊斷口微觀形貌

圖4為TA10鈦合金經(jīng)不同冷卻方式處理后的沖擊斷口微觀形貌。可以發(fā)現(xiàn),三種斷口形貌均是以巖石狀形貌為主,并有少量尺寸較小且深度較淺的韌窩(位置D)分布在表面,其中經(jīng)爐冷處理后的斷口中韌窩數(shù)量較多,從斷口形貌判斷合金沖擊性能高低的主要依據(jù)是斷口中韌窩分布的數(shù)量以及形貌,當(dāng)斷口形貌中的韌窩尺寸較深且數(shù)量較多時,合金具備較高的沖擊性能,而當(dāng)斷口中分布韌窩的深度較淺且數(shù)量較少時,合金的具備的沖擊性能較低較低。故根據(jù)圖4可知,合金在經(jīng)爐冷處理后合金的沖擊性能較高。

(a)水冷 (b)空冷 (c)爐冷圖4 經(jīng)不同冷卻方式處理后的沖擊斷口微觀形貌

沖擊斷口形貌中的韌窩是合金在塑性變形過程中,由于其會產(chǎn)生較快的應(yīng)變速率,這會使得組中的位錯在快速移動時容易產(chǎn)生應(yīng)力集中現(xiàn)象,從而會引起組織出現(xiàn)大量的微孔,在塑性變形不斷進行的過程中,會不斷降低位錯在運動過程中受到的排斥力,并且會有少量的位錯進入微孔中,進而再次使得位錯源產(chǎn)生激活,由于整個塑性變形過程中會有大量的位錯不斷產(chǎn)生,即導(dǎo)致會不斷有新形成的位錯進入微孔內(nèi)部,使得形成的微孔不斷長大,隨后大量的微孔都在沖擊斷口位置進行匯聚,并且留下痕跡,最終形成大量尺寸較小的韌窩在斷口表面分布。由于本文中所設(shè)置的熱處理溫度均為單相區(qū),這就使得合金斷口形貌中的韌窩數(shù)量較少,這也充分的證實了合金經(jīng)單相區(qū)溫度處理后沖擊性能較低的理論。

發(fā)現(xiàn)三種斷口形貌中均存在明顯的解理臺階(位置E)以及撕裂棱(位置F),說明合金的斷裂類型是以脆性斷裂為主。進一步觀察發(fā)現(xiàn),在空冷以及爐冷的斷口形貌中有空洞(位置G)以及二次裂紋(位置H)出現(xiàn),水冷的斷口中該形貌較不明顯。這是因為裂紋在擴展過程中,會遇到次生α相以及片狀α相,部分裂紋的擴展路徑會產(chǎn)生一定偏轉(zhuǎn),裂紋通常會順著α相和β相的晶界交界位置繼續(xù)進行擴展,此時在界面位置會有孔洞以及二次裂紋出現(xiàn),因為裂紋發(fā)生偏轉(zhuǎn)會消耗較多的能量,故合金的沖擊吸收功增加。

3 結(jié)論

本文選取TA15鈦合金棒材作為研究材料,設(shè)置單相區(qū)溫度進行加熱處理,隨后進行水冷、空冷以及爐冷三種方式進行冷卻,并分析合金的微觀組織以及沖擊性能,獲得以下結(jié)論:

(1)合金經(jīng)三種不同冷卻方式處理后,微觀組織中均出現(xiàn)粗大的β晶粒,其中經(jīng)水冷處理后的微觀組織中析出α′相,經(jīng)空冷處理后的組織中析出形貌為細(xì)小針狀次生α相,而經(jīng)爐冷處理后組織中析出大量片狀α相,且晶界α相明顯粗化。

(2)在三種冷卻方式中,合金經(jīng)爐冷處理后沖擊吸收功最大(38 J),其次是空冷(17 J),水冷最差(13 J)。

(3)經(jīng)三種不同冷卻方式處理后,合金的斷裂類型均以脆性斷裂為主,沖擊斷口形貌均是以巖石狀形貌為主,并有少量尺寸較小且深度較淺的韌窩分布在表面。發(fā)現(xiàn)三種斷口形貌中均存在明顯的解理臺階以及撕裂棱,且在空冷以及爐冷的斷口形貌中有空洞以及二次裂紋出現(xiàn),而水冷的斷口中該形貌較不明顯。