锻造温度对TA15钛合金棒显微组织及抗拉强度各向异性的影响

钛合金以其低密度、高比强度以及优异的耐蚀性等特点而广泛应用于航空、航天、船舶等领域[1]。其中,TA15钛合金是在俄罗斯BT22钛合金的基础上研制的一种高铝当量近α型钛合金,该合金兼有α型和(α+β)型钛合金的优点,如良好的热加工性、热强性和焊接性,较高的室温和中温强度,可在450~500℃长期使用,因此被应用于整体隔框、进气道格栅防护罩和中央翼下壁板等部件[2-4]。目前,航空用钛合金主要采用锻造为主的成型工艺。钛合金锻件的显微组织与其热加工历史(变形、热处理等)密切相关,近α及(α+β)型钛合金在(α+β)相区锻造获得的双态组织具有优异的综合性能[5-6]。近些年,研究人员对TA15钛合金热加工后的组织和性能关系进行了深入研究。张旺峰等[7]研究了热处理工艺对TA15钛合金组织和性能的影响;JI等[8]研究了不同热工艺条件下TA15钛合金三态组织中片层状α相的演变规律;WU等[9]采用热模拟压缩试验研究了TA15钛合金热变形过程中的热变形行为及组织球化过程。

目前,国内外对TA15钛合金的研究主要集中在热压缩模拟试验以及单一方向组织与性能之间的影响关系上,而对该合金不同方向上显微组织与力学性能的相关报道较少。作者通过对TA15钛合金棒在(α+β)相区不同温度下进行锻造,研究了锻造温度对TA15钛合金锻件显微组织和抗拉强度各向异性的影响,为该合金获得优异组织和力学性能的热加工工艺制定提供理论依据,从而为该钛合金锻件生产提供指导。

1、试样制备与试验方法

试验材料为φ300mm的TA15钛合金棒;该合金棒由3次真空自耗电弧熔炼铸锭经β相区开坯和(α+β)相区锻造而成,化学成分见表1。采用淬火金相法测得该炉批TA15钛合金棒的相变温度tβ为998℃。TA15钛合金棒的显微组织如图1所示,可见初生αp相分布于β相基体上,初生αp相质量分数约55%,呈球状或蠕虫状且分布均匀。

在陕西宏远航空锻造有限责任公司16MN油压机上对TA15钛合金棒进行锻造,锻造成厚度为200mm的方坯,锻造加热温度分别为tβ-15℃、tβ-30℃和tβ-50℃,锻后进行850℃×4h热处理,空冷。在钛合金锻件上取样,经去除氧化层、预磨、抛光后,采用Kroll试剂(HF、HNO₃、H₂O的体积比为1∶2∶7)进行腐蚀,使用LeicaDMI3000M型光学显微镜观察显微组织。在钛合金锻件上分别沿流线方向、宽度方向和厚度方向截取尺寸为φ13mm×71mm的标准拉伸试样,标距为25mm,在Instron3200型万能试验机上进行拉伸试验,屈服前拉伸速度为0.005mm·s-1,屈服后拉伸速度为0.02mm·s^-1。使用TecnaiG2F30S型扫描电镜(SEM)观察拉伸断口形貌。

2、试验结果与讨论

2.1对显微组织的影响

TA15钛合金棒经(α+β)相区锻造后的显微组织为典型双态组织,主要由球状初生αp相和β转变组织组成,3个方向显微组织差异较小,如图2(a)所示。由图2(b)~(d)可以看出:在tβ-15℃下锻造后,沿流线方向片层状次生α相排列整齐,呈棒状分布于β相基体上;随着锻造温度降低,片层状α相的长度和宽度均减小。

由表2可以发现:当锻造温度由tβ-50℃升高到tβ-15℃时,球状初生αp相的质量分数由45%降低到15%,这是因为在较高温度下,部分初生αp相会转变为β相。初生αp相含量与片层状α相含量成反比,因此随锻造温度升高片层状α相含量增加。随着锻造温度降低,片层状α相的厚度和长宽比减小。这是因为:在较高温度下锻造变形过程中,大量位错促进α相发生动态再结晶,片层状α相形核后会迅速长大[10],因此片层的厚度较大;此外,由于片层状α相的厚度方向与β相界面为半共格界面,厚度方向的长大速率远小于长度方向,因此片层状α相的长宽比也较大。

2.2对拉伸性能的影响

由图3可以看出,随着锻造温度的升高,TA15钛合金沿流线方向的抗拉强度和屈服强度均降低。结合表2分析可知:随锻造温度升高,初生αp相含量减少,相应的片层状α相含量增加,并且片层状α相的长宽比增大;当位错穿过同一集束尺寸的片层状次生α相时,位错的垂直滑移距离缩短,位错塞积程度降低[11],因此强度降低。此外,在较高温度下锻造后,片层状次生α相排列较为整齐,而随着锻造温度降低,次生α相排列混乱度增加,起到了弥散强化的作用[12];在拉伸过程中,位错在滑移过程中所遇到的阻力增强,导致大量位错塞积在弥散的强化相中,因此合金强度增加[13]。

由图4可以看出:随着锻造温度的降低,TA15钛合金3个方向的抗拉强度均增加;在tβ-15℃和tβ-30℃下进行锻造,锻件3个方向的抗拉强度极差分别为24,23MPa,在tβ-50℃下锻造后,3个方向的抗拉强度极差减小到10MPa。钛合金的断裂过程与裂纹扩展路径的曲折程度有关,而影响裂纹扩展路径的主要因素是α相的形态和含量。由于α/β相界面的结合能较弱,裂纹通常沿着α/β相界面扩展。当裂纹扩展方向与α/β相界面保持一致时,裂纹沿α/β相界面扩展;而当裂纹扩展方向与α/β相界面不一致时,裂纹将产生停滞效应或被迫改变扩展方向,从而消耗更多的能量[14]。较高温度锻造后合金中大量α相以片层状组织形式存在,而片层状α相集束的不同取向会阻碍裂纹扩展,裂纹穿越集束边界时改变方向,形成裂纹分叉并萌生二次裂纹,这些过程均需消耗更多的能量。片层α相集束由于具有较强的方向性,其断裂过程也存在较强的方向性[15]。在较低温度下锻造时,TA15钛合金的显微组织中存在大量球状αp相,当裂纹穿过球状αp相时无需改变裂纹扩展方向,扩展路径不分叉,无需消耗更多能量,因此抗拉强度极差较小[16]。

2.3对拉伸断口形貌的影响

TA15钛合金在(α+β)相区锻造并沿流线方向拉伸后的试样宏观上呈杯锥状形态,断口上存在纤维区、放射区和剪切唇3个区域,如图5(a)所示,试样有明显颈缩现象,表明为韧性断裂。由图5(b)~(d)可知:在tβ-50℃下锻造后,TA15钛合金沿流线方向拉伸后的断口纤维区存在大量较深的等轴状韧窝,表明其在断裂过程中吸收能量较高;而在tβ30℃和tβ-15℃下锻造后,拉伸断口纤维区虽仍以韧窝为主,但韧窝较浅。结合显微组织分析可知,含有大量球状初生αp相的锻件韧窝较深,而含有较多较细长片层状α相的锻件韧窝较浅。

拉伸断裂过程是裂纹形核和长大的过程。钛合金的α/β相界面是潜在的裂纹形核源。较多初生αp相的存在减少了裂纹形核源,在塑性变形过程中优先出现屈服现象,在位错扩展过程中裂纹扩展的有效距离增加,形成较深韧窝[17]。片层状组织为裂纹形核提供大量形核位置,对应力集中起分散效应,且片层状α相中位错扩展的有效滑移距离较短[18],因此在含有较多较细长片层状α相的组织中,形成较浅的韧窝。

3、结论

(1)经(α+β)相区锻造后,随着锻造温度降低,TA15钛合金中球状初生αp相含量增加,片层状次生α相含量减少,厚度减小,合金强度增大,在tβ50℃下锻造后,沿流线方向的抗拉强度达973MPa。

(2)随着锻造温度降低,TA15钛合金流线方向、宽度方向和厚度方向的抗拉强度极差减小。

(3)TA15钛合金在(α+β)相区锻造后的室温拉伸断口均为韧性断口,随着锻造温度降低,拉伸断口纤维区韧窝变深。

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