發(fā)布日期：2023-10-26 17:25:57
隨著新一代航空飛行器向高速化、大型化、結(jié)構(gòu)復雜化及提高燃油效率等方向的跨越式發(fā)展，需要在其結(jié)構(gòu)設(shè)計中使用綜合性能更高的輕金屬材料[1-3]。目前鈦及鈦合金在飛機機體結(jié)構(gòu)上的應用已取得良好的減重效果，滿足飛機高機動性、高可靠性和長壽命的設(shè)計需要，其用量已成為衡量飛機選材先進程度的一個重要標志。超高強度鈦合金作為結(jié)構(gòu)件材料應用于航空、航天等需要高強度的部位,特別是在航空領(lǐng)域,可以進—步提高飛機鈦合金構(gòu)件的比強度,提高結(jié)構(gòu)效率，實現(xiàn)更好的減重效果[4]。高強鈦合金通常是通過高合金化實現(xiàn)強度超過1100 MPa,可用于制造強度要求高、實現(xiàn)減重效果的承力構(gòu)件。目前，獲得成功應用的高強鈦合金主要包括 Ti-10-2-3、Ti-15-3、β-C、β-21S、BT22、TC21 和 Ti-5553 等[5-11]。
近年來,隨著航空航天工業(yè)對超高強鈦合金的需求越來越迫切，相關(guān)研究單位相繼開展了 1300 MPa級甚至更高強度級別的超高強鈦合金的研制工作[12-15]。通過新型合金化、形變強化、相變強化和強韌化組織控制等綜合強韌化技術(shù),在強度-塑性-韌性等綜合性能良好匹配的前提下,可以實現(xiàn)鈦合金強度等級越來越高，用于航空承力構(gòu)件可獲得更大的減重效益，實現(xiàn)更大的減重效果，具有重要的意義。
本文針對自主研制的_種新型Ti-Al-Mo-V-Cr-Zr系亞穩(wěn)β型超高強鈦合金開展固溶時效處理，對其組織和力學性能的影響規(guī)律進行研究,以期實現(xiàn)其良好的強塑性匹配,為其工程化應用提供數(shù)據(jù)支撐。
1、試驗及方法
試驗采用的是自主研制的一種新型Ti-Al-Mo-V-Cr-Zr系多元強化亞穩(wěn)β型超高強鈦合金材料，其質(zhì)量分數(shù)如表1所示，經(jīng)3次真空自耗熔煉獲得鑄錠，進行開坯改鍛后獲得小規(guī)格鍛坯。通過金相法測得原材料的相變點溫度約為815℃。圖1為原材料的顯微組織，由等軸或短棒狀的初生α相和基體β相組成，相比于短棒狀初生α相,等軸狀初生α相含量較多,尺寸約1~3μm,分布較為均勻。
對原材料進行固溶時效處理，試驗方案具體參數(shù)如表2所示。制備鈦合金金相試樣，利用Leica DMI5000M光學顯微鏡對其進行顯微組織觀察與分析。在Zeiss Supra-55掃描電子顯微鏡設(shè)備上對顯微組織和室溫拉伸斷口的組織形貌進行表征與分析。
依據(jù)GB/T 228.1-2010《金屬材料拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》開展室溫拉伸測試，同種狀態(tài)的試樣各進行3次拉伸試驗，然后求取平均值；依據(jù)GB/T 3075-2008《金屬材料疲勞試驗軸向力控制方法》開展室溫、空氣環(huán)境下的軸向高周疲勞試驗,加載頻率為100 Hz,應力比為R=0.1,最大應力水平介于700~1100 MPa之間,疲勞壽命超出1 x 107時則終止試驗。采用升降法計算存活率為50%條件下的中值疲勞極限。本研究所采用的力學性能試樣如圖2所示。
2、結(jié)果與討論
2.1室溫拉伸性能
鈦合金經(jīng)固溶時效處理后,其室溫拉伸性能如圖3和表3所示。圖3中室溫所對應的數(shù)據(jù)點為原材料的拉伸性能數(shù)據(jù)�？梢钥闯�，該超高強鈦合金經(jīng)固溶處理后，抗拉強度達到900 MPa以上,屈服強度接近900 MPa,塑性較好。經(jīng)時效處理后，該合金具有極高的強度，同時具有較好的塑性。在500℃時效后，該合金抗拉強度最高，達到1500 MPa以上，屈服強度在1450 MPa以上;隨著時效溫度的提高，合金強度下降，塑性呈增加趨勢。在520℃時效條件下，抗拉強度為1508 MPa,屈服強度為1439 MPa,延伸率為7.6%,材料具有良好的強度和塑性性能匹配。
2.2顯微組織
鈦合金經(jīng)固溶時效處理后的顯微組織如圖4所示�？芍�，該合金在相變點以下進行固溶處理后，其組織為α+β雙相組織,在合金β基體上彌散分布著細小的初生α相顆粒，初生α相形態(tài)為等軸和短棒狀，其中，等軸初生α相含量相對較多。時效態(tài)的顯微組織由微米尺度的初生α相顆粒和彌散分布著大量納米尺度的次生α相的β轉(zhuǎn)變組織組成，呈等軸狀、短棒狀的初生α相在基體晶粒界面和內(nèi)部均有分布，同時在β基體相內(nèi)彌散分布著大量的針狀或片層次生α相。
結(jié)合其室溫拉伸性能和顯微組織綜合分析,超高強鈦合金經(jīng)時效處理后,其抗拉強度Rm、屈服強度Rp0.2及彈性模量E相比固溶態(tài)合金均有了大幅度提高，主要原因是：固溶態(tài)合金保留了大量的亞穩(wěn)β相，經(jīng)時效處理后,在亞穩(wěn)β相內(nèi)析出了大量的片層狀次生α相，這些細小彌散分布的次生α相片層通過與位錯的交互作用使得合金產(chǎn)生明顯的沉淀強化，宏觀表現(xiàn)為抗拉強度、屈服強度及彈性模量等力學性能的提高。這是因為亞穩(wěn)β鈦合金中的β相是亞穩(wěn)相，其熱力學穩(wěn)定性很低，具有很強的發(fā)生β->α相變的傾向，通過時效熱處理很容易使α相析出。因其α相析出的驅(qū)動力比較高,析出的α相通常是細小彌散的，使得該類合金具有優(yōu)良的時效強化效應，從而能獲得比α+β型鈦合金更高的強度[6]。因此，析出相強化是目前高強度亞穩(wěn)β鈦合金最有效的一種強化方式。目前,對亞穩(wěn)β鈦合金的力學性能與微觀組織的關(guān)系的研究大多基于這一特點,即通過時效析出大量的次生α相,以獲得非常高的強度[16]。另外，該超高強鈦合金經(jīng)時效處理后，其延伸率A和斷面收縮率Z相比固溶態(tài)均有了不同程度的降低，其主要原因是大量次生α相彌散分布,且呈針狀或細片層狀，容易引起應力集中，使得合金在加載過程中過早斷裂,宏觀表現(xiàn)為延伸率和斷面收縮率等塑性性能降低。上述結(jié)果與Mainak等［17］對傳統(tǒng)高強鈦合金Ti-5553合金的微觀組織與其拉伸力學性能關(guān)系的研究結(jié)果相吻合，均發(fā)現(xiàn)全β相組織的試樣強度最小，斷后伸長率最高；含有大橫縱比α相顯微組織的試樣具有較好的強度和塑性匹配；而含有小橫縱比α相顯微組織的試樣雖然強度最高,但其塑性最低，這是由于此類顯微組織在變形中可以提供更多的α/β界面,從而顯著提高位錯運動的阻力。
由于亞穩(wěn)β鈦合金的組織演變對溫度較為敏感，熱處理溫度相差幾十℃就會導致顯微組織有較大差異。而鈦合金的力學性能強烈依賴于α相的特征參數(shù)（如含量、形貌、尺寸等）,因此熱處理工藝參數(shù)不同會導致力學性能產(chǎn)生較大變化。本文對該鈦合金在β轉(zhuǎn)變溫度以下20℃的固溶處理，既可保證組織中獲得一定含量的初生α相,改善合金塑性，同時初生α相也可抑制β晶粒的過度長大,有利于提高材料強度性能個溶后組織中形成大量的亞穩(wěn)β相,在后續(xù)500-540℃溫度范圍內(nèi)時效過程中可析出細片次生α相，這些析出的細小次生α相能夠起到細化晶粒的作用，并且提供大量的α/β界面阻礙位錯運動，從而利用沉淀強化提高了鈦合金強度。對于亞穩(wěn)β鈦合金而言，細小彌散的針狀α相有助于提高合金強度,而均勻的粗大片層狀α相有助于提高合金塑性［役室溫拉伸測試結(jié)果表明,該鈦合金抗拉強度、屈服強度分別由500℃時效后的1527 MPa、1468
MPa下降至540℃時效后的1430 MPa. 1380 MPa,斷后伸長率由500℃時效后的5.7%增加至540℃時效后的7.2%;斷面收縮率由500℃時效后的22%增加至540℃；時效后的30%。由圖4可知,隨著時效溫度的不斷升高，初生α相的變化并不明顯,而彌散分布于β基體內(nèi)的次生α相的析出數(shù)量隨著時效溫度的升高逐漸增加，并且擴散激活能增加導致其聚集粗化，次生α相尺寸增大,顯微組織中α/β界面減少,造成合金的強化效果減弱、強度降低。另一方面,隨著時效溫度的增加，次生α相更加彌散化地分布在β基體上,而且次生α相聚集并粗化后針狀形貌的尖角鈍化，顯微組織中α/β界面減少也會減小位錯運動的阻礙,均會在一定程度上降低變形過程中的應力集中程度,延緩合金的斷裂,從而改善合金的塑性。
2.3拉伸斷口分析
圖5為鈦合金鍛坯原材料、固溶態(tài)和固溶時效態(tài)合金的拉伸斷口形貌�？芍�,不同狀態(tài)的鈦合金拉伸斷口均呈現(xiàn)典型的杯錐狀特征,拉伸斷口處存在明顯的宏觀塑性變形特征，拉伸斷口表面主要由纖維區(qū)和剪切唇區(qū)組成；微觀形貌顯示斷口表面均存在大量的等軸狀韌窩。韌窩是合金在微區(qū)范圍內(nèi)經(jīng)塑性變形產(chǎn)生的顯微空洞,不同熱處理狀態(tài)下大量韌窩的存在表明合金均具有一定的塑性和韌性。上述斷口表面的宏觀和微觀特征表明拉伸斷口均為韌性斷裂。鈦合金鍛坯原材料（圖5 （ a） ） 和固溶態(tài)合金（圖5 （ b） ） 的拉伸斷口表面纖維區(qū)起伏較大,等軸韌窩相對較深,尺寸較大，表明前兩種拉伸樣品的塑性相對較好；500乜時效態(tài)（圖5 （ c） ） 和520°C時效態(tài)（圖5 （ d） ） 合金拉伸斷口的表面纖維區(qū)起伏相對較小，尤其以圖5（C）拉伸斷口的表面起伏最小,等軸韌窩相對較淺,尺寸較小，表明后兩種狀態(tài)的拉伸樣品相比于前兩種拉伸樣品，塑性有所降低。上述分析結(jié)果與室溫拉伸力學性能結(jié)果一致，即鈦合金鍛坯原材料和固溶態(tài)合金的塑性優(yōu)于固溶時效態(tài)合金，而且，隨時效溫度的增加，固溶時效態(tài)合金的塑性呈增加趨勢。
2.4疲勞性能
上述分析表明，在520℃時效條件下，該合金具有良好的強度和塑性匹配。對該條件下的超高強鈦合金進行室溫高周疲勞測試,將試驗數(shù)據(jù)按照升降法進行配對處理，按照式（1）計算其中值疲勞極限，即存活率為50%的疲勞強度。
式中,S50為存活率為50%的中值疲勞強度;n為有效試樣總數(shù)；m為應力等級的數(shù)量；vi為第i級應力等級下的有效試驗次數(shù);si為第i級應力水平。
根據(jù)上述方法計算獲得520℃時效條件下,其中值疲勞極限為868 MPa。此外,在700 MPa應力水平下,連續(xù)進行5支樣品的高周疲勞試驗，其疲勞壽命均超出1 X 107周次,表明該合金在測試條件下的高周疲勞強度不低于700 MPa。綜上表明在該狀態(tài)下，該合金具有較好的高周疲勞性能。
通過對疲勞斷裂后的斷口微觀分析可以研究斷口的形貌，分析材料斷裂類型和性質(zhì)、斷裂模式、斷裂路徑、斷裂原因和機理，在理論研究和工程實踐中都有著十分重要的作用。斷口 SEM分析發(fā)現(xiàn),試驗中所有試樣疲勞斷口均顯示出典型的高周疲勞斷口特征，整個斷口分為裂紋源區(qū)、穩(wěn)定擴展區(qū)和瞬斷區(qū)，如圖6所示,該樣品最大應力為850 MPa,疲勞壽命為576300周次。
裂紋源區(qū)位于斷口一側(cè)靠近表面的位置(圖6 (a))；高周疲勞裂紋萌生通常是由表面不可逆的周期性滑移導致應變集中,累積到一定程度后導致裂紋形核,實現(xiàn)裂紋萌生過程(圖6 (b));裂紋萌生后,以疲勞條紋擴展模式向內(nèi)部擴展(圖6 (c))；在斷口上能夠觀察到延伸至樣品內(nèi)部的河流花樣。穩(wěn)定擴展區(qū)斷口表面較為平坦,宏觀尺度下的疲勞裂紋以條紋擴展模式,沿與加載方向幾乎垂直的方向繼續(xù)擴展，直到臨界裂紋尺寸，形成過載的瞬斷區(qū)，該區(qū)域通常具有典型的韌窩和撕裂棱特征(圖6 (d))。
3、結(jié)論
(1) 自主研制的新型Ti-Al-Mo-V-Cr-Zr系亞穩(wěn)β型超高強鈦合金,其原材料顯微組織由等軸或短棒狀的初生α相和基體β相組成，經(jīng)790 P固溶、520~540℃時效處理后，顯微組織由初生α相和彌散分布著大量次生α相的β轉(zhuǎn)變組織組成。
(2) 時效溫度對該合金的力學性能影響較為顯著。在本文試驗條件下，在固溶溫度790℃、500~540℃時效溫度范圍內(nèi)，隨著時效溫度的升高,其合金強度下降，塑性則呈增加趨勢。其抗拉強度、屈服強度分別由500℃時效后的1527 MPa, 1468 MPa下降至540℃時效后的1430 MPa、1380 MPa;斷后伸長率由500℃時效后的5.7%增加至540℃時效后的7.2%；斷面收縮率由500℃時效后的22%增加至540℃時效后的30%。
(3 )在790℃固溶、520℃時效處理條件下,該合金的抗拉強度為1508 MPa,屈服強度為1439 MPa、斷后伸長率為7.6%,斷面收縮率為33%,具有較好的強塑性匹配。其室溫光滑(Kt=1)軸向高周疲勞性能較好，中值疲勞極限為868MPa。
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