航空結(jié)構(gòu)材料用TB8鈦合金超塑性變形的組織演變

TB8鈦合金是高強(qiáng)度亞穩(wěn)態(tài)的β型鈦合金［1］，具有與典型β型鈦合金Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al［2，3］相似的較好的冷成形性能。合金經(jīng)時(shí)效處理后強(qiáng)度得到極大提高［4］，另外由于該合金具有較強(qiáng)的抗氧化和抗腐蝕能力［5］，是一種較為理想的航空結(jié)構(gòu)材料。TB8鈦合金作為一種高強(qiáng)度的亞穩(wěn)β鈦合金，其較高的β穩(wěn)定元素含量使得其變形抗力較高，導(dǎo)致該合金在實(shí)際生產(chǎn)過程中的成形效率和成品率均較低［6］。超塑性成形既能夠提高材料的塑性，又能夠降低變形抗力。對(duì)于復(fù)雜零件而言，超塑性成形能夠表現(xiàn)出精確的成形狀態(tài)［7，8］。目前，國(guó)內(nèi)外對(duì)TB8合金的高溫壓縮變形、再結(jié)晶、室溫塑性與韌性等研究較多［9～13］，對(duì)亞穩(wěn)β型鈦合金超塑性方面的研究大部分基于單相等軸β相區(qū)拉伸，大部分合金的伸長(zhǎng)率不超過400%［14］，相比其他類型鈦合金的超塑性性能，仍有待提高。因此，改變傳統(tǒng)的單相區(qū)高溫超塑性拉伸工藝，降低成形件超塑性成形條件并提高其超塑性成為研究的熱點(diǎn)。本課題重點(diǎn)研究了亞穩(wěn)β相在相變點(diǎn)以下的析出行為對(duì)合金超塑性的影響及脫溶相和第二相顆粒在變形過程中的演變。研究了兩相區(qū)溫度、應(yīng)變速率、變形量等條件改變時(shí)TB8鈦合金超塑性拉伸時(shí)的顯微組織，為該合金的超塑性成形和實(shí)際生產(chǎn)提供參考。

1、試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)合金為TB8鈦合金，合金相變點(diǎn)約為820℃，主要化學(xué)成分見表1。高溫拉伸試驗(yàn)采用SANS-CMT4104電子萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)，拉伸試樣見圖1。在試驗(yàn)前對(duì)試樣涂覆玻璃防氧化涂層，開始拉伸時(shí)需要給試樣施加一定的預(yù)緊力以避免出現(xiàn)空載現(xiàn)象。拉伸溫度范圍為690～840℃，應(yīng)變速率分別為1.0×10^-3、5.0×10^-4和1.0×10^-4s^-1。試樣拉斷后立即水淬。借助XJP-6A金相顯微鏡觀察合金的顯微組織及斷口形貌。

2、試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1超塑性拉伸行為

經(jīng)不同變形參數(shù)拉伸后的試樣見圖2。可以看出，在試驗(yàn)范圍內(nèi)，材料均表現(xiàn)出超塑性。應(yīng)變速率一定時(shí)，隨變形溫度的升高，伸長(zhǎng)率先增大后減小。變形溫度為750℃，應(yīng)變速率為1.0×10^-4s^-1時(shí)，材料伸長(zhǎng)率最佳，為524.9%。這是因?yàn)楫?dāng)溫度升高時(shí)，過飽和的β相會(huì)析出α相，同時(shí)也導(dǎo)致了β相的溶解度增大，α相逐漸被溶解，超過相變點(diǎn)后只有單一的β相組織。而只有彌散細(xì)小的第二相才可增強(qiáng)材料的超塑性［15］。此外，由于熱變形過程中合金發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為，當(dāng)溫度過高時(shí)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒過分長(zhǎng)大，β相晶粒發(fā)生惡化等現(xiàn)象。因此，α相的彌散程度和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶優(yōu)化材料塑性及晶粒的長(zhǎng)大共同影響了TB8鈦合金的超塑性變形。當(dāng)前者的優(yōu)化作用大于后者的惡化作用時(shí)，材料才能呈現(xiàn)良好的超塑性。在750℃時(shí)，優(yōu)化作用顯著，故合金此時(shí)超塑性能最好，其伸長(zhǎng)率最佳。在相同的變形溫度下，伸長(zhǎng)率隨應(yīng)變速率的增大而減少(見圖2b)。這主要是因?yàn)椋?dāng)應(yīng)變速率較低時(shí)，試樣拉伸初始階段產(chǎn)生的加工硬化能夠被充分消除，應(yīng)力集中可以得到及時(shí)松弛，有利于均勻變形。而且在較低的應(yīng)變速率條件下，合金有充分的時(shí)間發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，從而使晶粒細(xì)化，所以伸長(zhǎng)率增大。但是，當(dāng)應(yīng)變速率過大時(shí)，第二相粒子來不及析出，或由于晶界處畸變能增加，大量的α相在β相晶界處析出并聚集，從而導(dǎo)致伸長(zhǎng)率降低。

圖3為不同條件下TB8合金超塑性拉伸時(shí)的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線。從圖3a可以看出，不同變形速率下材料均出現(xiàn)了加工硬化階段，在該階段材料內(nèi)部的位錯(cuò)大量增殖。在低應(yīng)變速率(1.0×10^-4s^-1)下，材料發(fā)生均勻變形，其流變曲線為典型的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶曲線;同時(shí)由于應(yīng)變速率低，峰值應(yīng)力較小，達(dá)到峰值應(yīng)力后曲線呈平穩(wěn)趨勢(shì)。當(dāng)應(yīng)變速率增加后，流變曲線為回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶曲線。此外，應(yīng)變速率為1.0×10^-3、5.0×10^-4s^-1時(shí)的峰值應(yīng)力相差不大。這主要是因?yàn)樵诟邞?yīng)變速率條件下，材料熱變形時(shí)間短，合金內(nèi)部動(dòng)態(tài)再結(jié)晶不充分，變形畸變能大量積累;同時(shí)過飽和固溶體析出的α相會(huì)向畸變能高的地方聚集，形成α相富集區(qū)，屬于難變形區(qū)域，其余部分為α相貧瘠區(qū)，為易變形部分［16］。材料內(nèi)部發(fā)生不均勻變形，從而導(dǎo)致峰值應(yīng)力增加不明顯。由于不均勻變形，當(dāng)材料達(dá)到峰值應(yīng)力后應(yīng)力值下降趨勢(shì)明顯，伸長(zhǎng)率降低。

從圖3b可見，在變形初始階段，材料內(nèi)部位錯(cuò)大量繁殖，合金的變形抗力迅速增大，當(dāng)達(dá)到峰值應(yīng)力后，流變應(yīng)力開始逐漸減小。在720、760℃時(shí)，當(dāng)流變應(yīng)力達(dá)到最大值后出現(xiàn)下降趨勢(shì)，表現(xiàn)為典型的動(dòng)態(tài)回復(fù)特征;而在溫度高于750℃時(shí)，流變應(yīng)力達(dá)到最大后曲線趨于平穩(wěn)，此時(shí)在變形后期軟化機(jī)制和加工硬化此消彼長(zhǎng)，表現(xiàn)為流變穩(wěn)態(tài)特征［17］。這主要是因?yàn)樵诟邷刈冃螚l件下，原子的自由能增加，晶界的遷移能力加強(qiáng)，且溫度越高越有利于合金發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)、再結(jié)晶作用，軟化作用加強(qiáng)。另外，變形溫度升高，α相向β相發(fā)生轉(zhuǎn)變，α相的強(qiáng)化作用消失，而β相為體心立方結(jié)構(gòu)，位錯(cuò)滑移更容易，所以材料的流變應(yīng)力降低［18］。

2.2變形條件對(duì)合金超塑性拉伸顯微組織的影響

圖4是變形溫度為750℃，不同應(yīng)變速率條件下試樣夾頭和斷口處的顯微組織。由圖4a～圖4c可以看出，夾頭部分晶粒形狀變形程度不高，表現(xiàn)為原始的等軸β相組織。試驗(yàn)初始階段，由于溫度升高，過飽和的β相固溶體析出α相，并隨著加熱時(shí)間延長(zhǎng)，析出相的含量增加。但隨著應(yīng)變速率的減小，保溫時(shí)間延長(zhǎng)，使得析出的α相向晶界等聚集，并且開始逐步形成了α相的貧瘠區(qū)和富集區(qū)，見圖4a和圖4b。當(dāng)應(yīng)變速率為1.0×10^-4s^-1時(shí)，試樣的保溫時(shí)間大大延長(zhǎng)，此時(shí)過飽和固溶體已經(jīng)完全轉(zhuǎn)變成飽和固溶體，又因?yàn)棣孪嗟娜芙舛雀邷叵螺^常溫下高，所以β基體中的α相基本被溶解。少量的α相進(jìn)一步向β晶界聚集，同時(shí)由于長(zhǎng)時(shí)間的加熱，晶界相向基體前沿長(zhǎng)大，發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶。

由圖4d～圖4f可以看出，變形速率對(duì)α相的含量和形貌都有顯著影響。變形速率為1.0×10^-3s^-1時(shí)，晶界處應(yīng)力集中明顯，說明加工硬化效應(yīng)增強(qiáng)，畸變能增加，從而推動(dòng)合金發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為。但由于變形速率大，變形時(shí)間短，畸變能不能完全被動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為耗散，材料容易出現(xiàn)失穩(wěn)、應(yīng)力集中等現(xiàn)象，超塑性降低，見圖4f。變形速率為5.0×10^-4s^-1時(shí)，位錯(cuò)迅速增殖，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶較充分，形核長(zhǎng)大出許多細(xì)小的等軸晶粒，超塑性提高;變形速率為1.0×10^-4s^-1時(shí)，變形時(shí)間長(zhǎng)，動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶充分，硬化與軟化達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡，流變應(yīng)力較小，有利于超塑性的提高;同時(shí)變形時(shí)間長(zhǎng)，晶粒吞并長(zhǎng)大。

圖5為TB8鈦合金在應(yīng)變速率為1.0×10^-4s^-1，不同變形溫度超塑性變形拉斷后夾頭和斷口附近的顯微組織。由圖5a～圖5c可以看出，此處組織的變化主要由于熱效應(yīng)引起。溫度較低時(shí)，不發(fā)生再結(jié)晶，晶粒大小、形貌基本不變，但由于在低速率變形條件下，熱效應(yīng)時(shí)間比較長(zhǎng)，導(dǎo)致α相大部分被溶解，少量聚集在β相界處。隨著溫度升高，超過再結(jié)晶溫度，晶粒發(fā)生了明顯的長(zhǎng)大現(xiàn)象，晶界清晰可見，此時(shí)晶界通過熱擴(kuò)散機(jī)制向基體前沿遷移長(zhǎng)大，晶界處能量較高，α相隨著β相晶界的遷移進(jìn)一步聚集，從而在金相組織中可以看到再結(jié)晶和未發(fā)生再結(jié)晶晶界處有大量的α相聚集，見圖5b。當(dāng)溫度繼續(xù)增加超過相變點(diǎn)后，過飽和固溶體全部轉(zhuǎn)換成β單相組織，并且晶粒進(jìn)一步長(zhǎng)大，但仍保持一定的等軸度，見圖5c。

由圖5d～圖5f可以看出，在超塑性高溫拉伸后，晶粒不同程度被細(xì)化。在相變點(diǎn)溫度以下，等軸β相晶界處或再結(jié)晶晶界處不同程度析出α相。在兩相區(qū)域變形時(shí)，β基體上連續(xù)析出α相顆粒，而隨著變形時(shí)間的延長(zhǎng)，α相顆粒會(huì)向再結(jié)晶晶界處聚集(見圖5e)，在超塑性拉伸后期，粗大的α相會(huì)阻礙基體β相的進(jìn)一步變形，從而引起沿晶斷裂，最終導(dǎo)致塑性斷裂。由于α相的析出和聚集長(zhǎng)大是一個(gè)動(dòng)態(tài)過程，在超塑性拉伸初始階段，α相析出較少，呈彌散分布狀。一方面，彌散的第二相粒子會(huì)在變形過程中阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，大量的位錯(cuò)都將集聚在第二相粒子處增殖，從而提高了位錯(cuò)密度而有利于亞晶界的形成，促進(jìn)了合金的超塑性成形能力;另一方面，由于細(xì)小彌散晶粒導(dǎo)致畸變能的增加，促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生。當(dāng)溫度升高，α相減少，彌散強(qiáng)化作用減弱，故一定量的α相有利于提高TB8鈦合金的超塑性。超過相變點(diǎn)溫度以后，α相全部轉(zhuǎn)化為單一β相，彌散第二相的強(qiáng)化作用消失，同時(shí)β相發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，再結(jié)晶晶粒過分長(zhǎng)大導(dǎo)致塑性降低。

3、結(jié)論

(1)TB8鈦合金在690～840℃、1.0×10^-4～1.0×10^-3s^-1試驗(yàn)范圍內(nèi)具有超塑性。拉伸溫度一定時(shí)，合金的伸長(zhǎng)率隨著應(yīng)變速率增大而減小。應(yīng)變速率一定時(shí)，伸長(zhǎng)率隨著變形溫度升高先增大后減小。在變形溫度為750℃，應(yīng)變速率為1.0×10^-4s^-1時(shí)，伸長(zhǎng)率最佳，為524.9%。

(2)TB8鈦合金在超塑性拉伸過程中，表現(xiàn)為傳統(tǒng)的超塑性變形穩(wěn)態(tài)流動(dòng)特征。在變形溫度一定時(shí)，隨著應(yīng)變速率的減小，變形抗力減小。在低應(yīng)變速率1.0×10^-4s^-1下，應(yīng)力曲線出現(xiàn)了鋸齒波動(dòng)現(xiàn)象，這主要是由于加工硬化和變形軟化相互影響導(dǎo)致的。

(3)變形溫度、應(yīng)變速率和變形程度對(duì)超塑性變形后的顯微組織有顯著的影響。隨著變形速率的降低，等軸β相晶粒尺寸增大。隨著變形溫度的升高，α相的含量減少，在750℃時(shí)，α相的彌散程度最好。在變形初始階段，β晶界和基體彌散析出細(xì)小α相，而細(xì)小彌散的α相顆粒會(huì)抑制再結(jié)晶晶粒的過分長(zhǎng)大。在超塑性拉伸后期，α相逐漸向畸變能較高的晶界處聚集，粗大的α?xí)璧K基體β相的進(jìn)一步變形，從而引起沿晶斷裂，最終導(dǎo)致塑性斷裂。

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