近年來,隨著我國航空工業的發展和國防的支持,戰斗部材料在國防軍用上的發展取得了很大進展,鈦合金及鈦基合金作為國防事業發展的具有明顯優勢的合金,在現代戰斗部上的應用有所增加[1],如穿甲戰斗部,半穿甲戰斗部等。鈦合金擁有高的比強度,良好的耐腐蝕性,較好的塑韌性及抗沖擊等性能,根據晶體結構的不同可以分為α鈦合金、β鈦合金及α+β鈦合金[2]。與β鈦合金及α+β鈦合金相比,α鈦合金的強度相對較低,這些鈦合金以不同的強韌性匹配度表現出不同的抗絕熱剪切能力[3]。
鈦合金,尤其是α+β型雙相鈦合金,具有極高的比強度、斷裂韌性和延展性[4]。TC11鈦合金是一種典型的α+β型雙相鈦合金,名義成分為Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si,在500℃時具有優異的熱強性能和較高的強度而被廣泛應用[5-7]。TC11鈦合金具有重量輕、強度高、耐腐蝕等優點,作為航空航天主軸承材料替代高強度鋼實現輕量化應用潛力巨大[8]。隨著材料的計算領域的發展和研究的越來越深入[9-10],研究人員通過機器學習建立TC11成分-工藝-性能之間的關系[11],已有研究通過人工神經網絡將TC11的材料成分參數作為輸入,從而輸出預測的力學性能[12],來探究TC11成分和性能之間的關系。相關研究通過BP神經網絡建立熱加工工藝與力學性能模型,通過將鍛造溫度等熱加工工藝參數作為輸入,屈服強度和斷面收縮率等力學性能作為輸出進行分析,闡明了熱加工工藝參數和力學性能之間的復雜關系[13]。
一般而言,鈦合金可以通過熱加工工藝優化和熱處理工藝優化進行微觀組織調控[14-16],進而獲得理想的綜合力學性能。研究發現,隨著固溶溫度的升高,TA19鈦合金微觀組織中等軸α相含量降低,β相再結晶晶粒尺寸增大,導致抗拉強度和屈服強度均降低[17]。TC4鈦合金經過固溶時效后,針狀的馬氏體α″和亞穩態的β相分解形成穩定彌散的α相和β相,其綜合性能優于退火處理和固溶淬火[18]。TC11鈦合金經固溶時效后獲得的針狀次生α相含量明顯多于雙重退火工藝,導致固溶時效強度高于雙重退火工藝強度[19]。通過控制合理的雙重退火熱處理工藝,可得到片狀α相的長寬比達到最佳匹配狀態,使得退火態TC11鈦合金在滿足高強塑性的同時,將斷裂韌性提高至71.2MPa·m1/2[20]。
此外,TC11鈦合金服役環境苛刻,可能承受極端負荷如高速沖擊等,由于其導熱性比較差,在高應變速率下容易產生絕熱剪切失效[21],因此有必要了解高應變速率下合金的力學性能及微觀組織特征。對此本文以TC11鈦合金棒材為研究對象,探究不同熱處理工藝對TC11鈦合金微觀組織及室溫準靜態和動態力學性能的影響,為TC11鈦合金的理論研究和實際工程應用提供一定的參考依據。
1、實驗材料及方案
實驗用TC11鈦合金為西部超導材料科技股份有限公司生產的?230mm棒材,其主要化學成分(質量分數,%)為Al-6.65,Mo-3.48,Zr-1.69,Si-0.28,O-0.118,余量為Ti。不同熱處理工藝制度實驗方案如表1所示。
試樣進行不同熱處理后,對不同熱處理工藝制度的試樣進行機械拋光并采用鈦合金腐蝕劑(HF+HNO3+H2O混合溶液)對試樣表面化學腐蝕;利用GX71型光學顯微鏡(OM)和JSM-IT700HR型掃描電鏡(SEM)進行微觀組織觀察和分析;并按照GB/T228.1—2021《金屬材料拉伸試驗第1部分:室溫試驗方法》加工室溫拉伸試樣,并在電子萬
能拉伸試驗機上進行拉伸試驗,按照GB/T229—2020《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》加工U形缺口試樣,在Zwick300J擺錘沖擊試驗機上進行室溫沖擊試驗;采用分離式霍普金森壓桿分析TC11合金經不同熱處理后在高應變率加載下的壓縮力學行為。
2、結果與討論
2.1不同熱處理工藝對顯微組織的影響
TC11鈦合金原始鍛態顯微組織如圖1所示。由圖1可見,顯微組織為典型等軸組織。利用Image-Proplus6.0軟件對圖像進行二值化處理并利用閾值法分離等軸α相,分析計算得到α相平均直徑約為15μm,含量(體積分數)約為50%。同時還可以看到,在β轉變基體上分布有短棒狀的α相。
TC11鈦合金棒材經雙重退火后的顯微組織如圖2所示。由圖2可知,顯微組織由等軸狀初生αp相和分布著細小針狀次生相αs的β轉變組織組成。隨著第一次退火溫度的升高,初生αp相含量明顯降低,950℃時,初生αp相含量約為45%,990℃時初生αp相含量已降低至15%。這主要是由于退火溫度升高,合金中α相的熱力學穩定含量逐漸減少,鍛造過程中產生的部分初生αp相顆粒逐漸溶解,使其含量降低。此外,由于初生αp相的溶解,未轉變β基體含量和飽和度增大,次生αs相的析出驅動力增加,使其含量增多且分布更加細小彌散[22]。
圖3為TC11鈦合金棒材經800~950℃普通退火后的顯微組織。經統計,800~900℃退火后,初生αp相含量在40%左右,沒有太大的差異,β轉變組織中的次生αs相更粗大。TC11鈦合金的再結晶溫度在900~980℃[23],因此當退火溫度升高至950℃,初生αp相的晶粒尺寸逐漸增大,含量減少至30%,次生αs相含量逐漸增多并變得更加細小而彌散。
2.2不同熱處理工藝對準靜態力學性能的影響
表2匯總并對比了原始鍛態及經不同工藝熱處理后TC11鈦合金的室溫拉伸力學性能。
由表2可知,隨著第一重退火溫度的升高,室溫強度呈先降低后升高的趨勢,相應地斷后伸長率先升高后降低,而斷面收縮率呈線性升高,970℃時合金獲得最佳的綜合性能,強塑積為18.30GPa%。結合圖2合金的顯微組織進一步分析,第一重退火溫度由950℃升高至970℃時,合金中等軸初生的αp相含量減少,β基體與αp相間的相界面減少,對位錯運動的阻礙作用減弱,因此合金強度降低,伸長率升高;而當第一重退火溫度由970℃升高至990℃時,雖然等軸初生的αp相含量進一步減少,但此時β轉變基體上次生相αs含量增加且呈細小彌散分布,兩相之間的相界面增加,同時αs相比αp相硬,因而強度反而上升。對于塑性而言,由于微裂紋容易在α/β相界面和晶界處形核,因此隨著αs相含量增加,塑性反而下降[24]?？偟膩碚f,退火溫度低于970℃,初生αp相對合金性能占主導地位,退火溫度高于970℃時,次生αs相對合金性能的影響更顯著。由表2可知,隨著普通退火溫度的升高,合金強度呈先增加后降低的趨勢,退火溫度為900℃時,合金的抗拉強度和屈服強度達到峰值,分別為1042和954MPa。退火溫度為950℃時,合金的斷面收縮率大幅提高,具有最佳的綜合性能。
此外對比950℃普通退火和雙重退火,經雙重退火后合金抗拉強度和屈服強度分別提高41和19MPa。圖4為950℃普通退火和雙重退火后的顯微組織,結合圖2和圖3可以看出,雙重退火后初生α相含量與普通退火沒有明顯區別,但β相中彌散分布細小的片層狀次生α相明顯增多。
2.3熱處理工藝對動態力學性能的影響
顯微組織形貌在影響拉伸性能的同時,也能夠顯著影響材料的沖擊性能。材料的抗臨界裂紋擴展能力和抗裂紋擴展能力共同決定其沖擊韌性。表3為經不同工藝熱處理后TC11鈦合金的沖擊韌性及沖擊吸收能量值。由表3可以看出,在雙重退火熱處理工藝下,沖擊韌性隨著第一重退火溫度的升高呈先降低后升高的趨勢,990℃時材料的沖擊韌性最高。
結合圖2顯微組織可知,α相的形貌對沖擊韌性的影響顯著。αp相是裂紋萌生和擴展的通道,材料的韌性會隨著αp平均自由程的增加而提高;而當裂紋擴展遇到短棒狀的αs相時產生塑性變形,從而吸收較多的能量,表現出較好的沖擊韌性[25]。在普通退火溫度800~950℃范圍內,950℃時合金的沖擊韌性最高,由顯微組織也可以看出在此溫度下合金中韌性相αs含量最高且更細小。
金屬材料在高速沖擊載荷作用下以高應變速率發生局部大塑性變形,該過程中塑性功轉化的熱在短時間來不及傳輸,接近于絕熱過程,導致材料變形加劇,發生熱塑性失穩,從而引起絕熱剪切帶(Adiabaticshearband,ASB)的形成和發展。ASB的出現意味著材料承載能力的降低或喪失,可看作是材料失效的前兆[26]。圖5和圖6分別為鈦合金經雙重退火熱處理和普通退火熱處理后在3500s-1應變速率壓縮后的顯微組織。由圖5和圖6可知,合金中出現的白色亮帶即為絕熱剪切帶,如白色箭頭所示。絕熱剪切帶寬度在2~5μm之間,其內部發生嚴重變形,晶粒十分細密,在掃描電鏡下無法分辨,此外剪切帶與兩側基體組織的邊界不平整,亦有不同程度的塑性流動。
圖7為原始鍛態TC11鈦合金在不同應變速率下動態壓縮得到的應力-應變曲線。由圖7可知,TC11鈦合金的流變應力和塑性應變都隨著應變速率的增加而增大,表現出一定的應變速率增強、增塑效應,這也證實了TC11鈦合金為應變速率敏感材料。在塑性變形過程中材料會發生硬化,且隨著應變速率的增大這種硬化作用越明顯,導致流變應力隨應變速率的增大而增加,表現為應變速率強化效應。此外,在高應變速率下,材料會發生熱軟化作用,應變速率越大,熱軟化作用越明顯,材料的塑性也就越好,表現為應變速率增塑效應。與表2對比可知,原始鍛態TC11鈦合金的屈服應力由準靜態條件下的925MPa提高至動態沖擊載荷下的1500MPa左右,約為準靜態環境下的1.6倍。這充分說明應變速率對材料的屈服強度具有顯著影響,且隨著應變速率的提高,合金材料的屈服強度不斷增大。
TC11鈦合金經雙重退火熱處理和普通退火熱處理后在3500s-1下進行動態壓縮加載試驗,得到的真應力-應變曲線如圖8所示。由圖8可知,隨著動態塑性變形的增加,TC11鈦合金的動態流變應力逐漸增大,這表明TC11鈦合金在此應變率下變形時具有一定的應變強化效應。由于鈦合金的導熱性較差,且對溫度敏感性較高,因此在高應變率下具有較高的絕熱剪切敏感性。
材料在沖擊變形過程中的吸收能可由式(1)
表示:式中:E為吸收能,J·cm-3;ε為塑性應變;σ為流變應力,MPa。
表4為3500s-1應變速率下不同工藝熱處理后TC11鈦合金的最大塑性應變、平均流變應力和沖擊吸收能量。由表4可知,在雙重退火熱處理試樣中,第一重退火溫度為950℃時具有較大的平均流變應力和沖擊吸收能量,隨著第一重退火溫度升高,平均流變應力和沖擊吸收能均逐漸減少;而對于普通退火熱處理試樣,流變應力表現為先增大后減小,在退火溫度為850℃達到最大值1619MPa,而沖擊吸收能量則表現為先減小后增大,在退火溫度為850℃時達到最小值395J·cm-3。
3、結論
1)隨著雙重熱處理第一次退火溫度升高,顯微組織中初生αp相含量逐漸減少,而次生αs相含量增多,且分布更加細小彌散,而對于普通退火工藝,當退火溫度高于再結晶溫度,初生αp相晶粒尺寸增大,含量降低,而次生αs相尺寸細小,含量增多;
2)隨著雙重熱處理工藝第一次退火溫度的升高,合金室溫強度先降低后升高,伸長率先升高后降低,斷面收縮率呈線性升高,在退火溫度為970℃時獲得最佳的綜合性能,強塑積為18.30GPa%;而隨著普通退火溫度的升高,合金強度先增加后略微降低,在退火溫度為950℃時,斷面收縮率大幅提高,具有最佳的綜合性能;
3)無論是雙重退火處理還是普通退火處理,均在各自實驗的最高退火溫度時獲得最大沖擊韌性,但是,在3500s-1應變速率下,雙重退火處理試樣在第一次退火溫度為950℃時獲得較大的平均流變應力和沖擊吸收能量,顯著優于普通退火處理試樣。
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