近年來(lái),隨著我國(guó)航空工業(yè)的發(fā)展和國(guó)防的支持,戰(zhàn)斗部材料在國(guó)防軍用上的發(fā)展取得了很大進(jìn)展,鈦合金及鈦基合金作為國(guó)防事業(yè)發(fā)展的具有明顯優(yōu)勢(shì)的合金,在現(xiàn)代戰(zhàn)斗部上的應(yīng)用有所增加[1],如穿甲戰(zhàn)斗部,半穿甲戰(zhàn)斗部等。鈦合金擁有高的比強(qiáng)度,良好的耐腐蝕性,較好的塑韌性及抗沖擊等性能,根據(jù)晶體結(jié)構(gòu)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(qiáng)度相對(duì)較低,這些鈦合金以不同的強(qiáng)韌性匹配度表現(xiàn)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(qiáng)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(shí)具有優(yōu)異的熱強(qiáng)性能和較高的強(qiáng)度而被廣泛應(yīng)用[5-7]。TC11鈦合金具有重量輕、強(qiáng)度高、耐腐蝕等優(yōu)點(diǎn),作為航空航天主軸承材料替代高強(qiáng)度鋼實(shí)現(xiàn)輕量化應(yīng)用潛力巨大[8]。隨著材料的計(jì)算領(lǐng)域的發(fā)展和研究的越來(lái)越深入[9-10],研究人員通過(guò)機(jī)器學(xué)習(xí)建立TC11成分-工藝-性能之間的關(guān)系[11],已有研究通過(guò)人工神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)將TC11的材料成分參數(shù)作為輸入,從而輸出預(yù)測(cè)的力學(xué)性能[12],來(lái)探究TC11成分和性能之間的關(guān)系。相關(guān)研究通過(guò)BP神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)建立熱加工工藝與力學(xué)性能模型,通過(guò)將鍛造溫度等熱加工工藝參數(shù)作為輸入,屈服強(qiáng)度和斷面收縮率等力學(xué)性能作為輸出進(jìn)行分析,闡明了熱加工工藝參數(shù)和力學(xué)性能之間的復(fù)雜關(guān)系[13]。

一般而言,鈦合金可以通過(guò)熱加工工藝優(yōu)化和熱處理工藝優(yōu)化進(jìn)行微觀組織調(diào)控[14-16],進(jìn)而獲得理想的綜合力學(xué)性能。研究發(fā)現(xiàn),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(jié)晶晶粒尺寸增大,導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均降低[17]。TC4鈦合金經(jīng)過(guò)固溶時(shí)效后,針狀的馬氏體α″和亞穩(wěn)態(tài)的β相分解形成穩(wěn)定彌散的α相和β相,其綜合性能優(yōu)于退火處理和固溶淬火[18]。TC11鈦合金經(jīng)固溶時(shí)效后獲得的針狀次生α相含量明顯多于雙重退火工藝,導(dǎo)致固溶時(shí)效強(qiáng)度高于雙重退火工藝強(qiáng)度[19]。通過(guò)控制合理的雙重退火熱處理工藝,可得到片狀α相的長(zhǎng)寬比達(dá)到最佳匹配狀態(tài),使得退火態(tài)TC11鈦合金在滿足高強(qiáng)塑性的同時(shí),將斷裂韌性提高至71.2MPa·m^1/2[20]。

此外,TC11鈦合金服役環(huán)境苛刻,可能承受極端負(fù)荷如高速?zèng)_擊等,由于其導(dǎo)熱性比較差,在高應(yīng)變速率下容易產(chǎn)生絕熱剪切失效[21],因此有必要了解高應(yīng)變速率下合金的力學(xué)性能及微觀組織特征。對(duì)此本文以TC11鈦合金棒材為研究對(duì)象,探究不同熱處理工藝對(duì)TC11鈦合金微觀組織及室溫準(zhǔn)靜態(tài)和動(dòng)態(tài)力學(xué)性能的影響,為TC11鈦合金的理論研究和實(shí)際工程應(yīng)用提供一定的參考依據(jù)。

1、實(shí)驗(yàn)材料及方案

實(shí)驗(yàn)用TC11鈦合金為西部超導(dǎo)材料科技股份有限公司生產(chǎn)的?230mm棒材,其主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)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(shí)驗(yàn)方案如表1所示。

試樣進(jìn)行不同熱處理后,對(duì)不同熱處理工藝制度的試樣進(jìn)行機(jī)械拋光并采用鈦合金腐蝕劑(HF+HNO3+H2O混合溶液)對(duì)試樣表面化學(xué)腐蝕;利用GX71型光學(xué)顯微鏡(OM)和JSM-IT700HR型掃描電鏡(SEM)進(jìn)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(yàn)第1部分:室溫試驗(yàn)方法》加工室溫拉伸試樣,并在電子萬(wàn)

能拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn),按照GB/T229—2020《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》加工U形缺口試樣,在Zwick300J擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫沖擊試驗(yàn);采用分離式霍普金森壓桿分析TC11合金經(jīng)不同熱處理后在高應(yīng)變率加載下的壓縮力學(xué)行為。

2、結(jié)果與討論

2.1不同熱處理工藝對(duì)顯微組織的影響

TC11鈦合金原始鍛態(tài)顯微組織如圖1所示。由圖1可見(jiàn),顯微組織為典型等軸組織。利用Image-Proplus6.0軟件對(duì)圖像進(jìn)行二值化處理并利用閾值法分離等軸α相,分析計(jì)算得到α相平均直徑約為15μm,含量(體積分?jǐn)?shù))約為50%。同時(shí)還可以看到,在β轉(zhuǎn)變基體上分布有短棒狀的α相。

TC11鈦合金棒材經(jīng)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(xì)小針狀次生相αs的β轉(zhuǎn)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(shí),初生αp相含量約為45%,990℃時(shí)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(xué)穩(wěn)定含量逐漸減少,鍛造過(guò)程中產(chǎn)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(zhuǎn)變?chǔ)禄w含量和飽和度增大,次生αs相的析出驅(qū)動(dòng)力增加,使其含量增多且分布更加細(xì)小彌散[22]。

圖3為TC11鈦合金棒材經(jīng)800~950℃普通退火后的顯微組織。經(jīng)統(tǒng)計(jì),800~900℃退火后,初生αp相含量在40%左右,沒(méi)有太大的差異,β轉(zhuǎn)變組織中的次生αs相更粗大。TC11鈦合金的再結(jié)晶溫度在900~980℃[23],因此當(dāng)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(xì)小而彌散。

2.2不同熱處理工藝對(duì)準(zhǔn)靜態(tài)力學(xué)性能的影響

表2匯總并對(duì)比了原始鍛態(tài)及經(jīng)不同工藝熱處理后TC11鈦合金的室溫拉伸力學(xué)性能。

由表2可知,隨著第一重退火溫度的升高,室溫強(qiáng)度呈先降低后升高的趨勢(shì),相應(yīng)地?cái)嗪笊扉L(zhǎng)率先升高后降低,而斷面收縮率呈線性升高,970℃時(shí)合金獲得最佳的綜合性能,強(qiáng)塑積為18.30GPa%。結(jié)合圖2合金的顯微組織進(jìn)一步分析,第一重退火溫度由950℃升高至970℃時(shí),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(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用減弱,因此合金強(qiáng)度降低,伸長(zhǎng)率升高;而當(dāng)?shù)谝恢赝嘶饻囟扔?70℃升高至990℃時(shí),雖然等軸初生的αp相含量進(jìn)一步減少,但此時(shí)β轉(zhuǎn)變基體上次生相αs含量增加且呈細(xì)小彌散分布,兩相之間的相界面增加,同時(shí)αs相比αp相硬,因而強(qiáng)度反而上升。對(duì)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]。總的來(lái)說(shuō),退火溫度低于970℃,初生αp相對(duì)合金性能占主導(dǎo)地位,退火溫度高于970℃時(shí),次生αs相對(duì)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(qiáng)度呈先增加后降低的趨勢(shì),退火溫度為900℃時(shí),合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度達(dá)到峰值,分別為1042和954MPa。退火溫度為950℃時(shí),合金的斷面收縮率大幅提高,具有最佳的綜合性能。

此外對(duì)比950℃普通退火和雙重退火,經(jīng)雙重退火后合金抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)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(jié)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(méi)有明顯區(qū)別,但β相中彌散分布細(xì)小的片層狀次生α相明顯增多。

2.3熱處理工藝對(duì)動(dòng)態(tài)力學(xué)性能的影響

顯微組織形貌在影響拉伸性能的同時(shí),也能夠顯著影響材料的沖擊性能。材料的抗臨界裂紋擴(kuò)展能力和抗裂紋擴(kuò)展能力共同決定其沖擊韌性。表3為經(jīng)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(shì),990℃時(shí)材料的沖擊韌性最高。

結(jié)合圖2顯微組織可知,α相的形貌對(duì)沖擊韌性的影響顯著。αp相是裂紋萌生和擴(kuò)展的通道,材料的韌性會(huì)隨著αp平均自由程的增加而提高;而當(dāng)裂紋擴(kuò)展遇到短棒狀的αs相時(shí)產(chǎn)生塑性變形,從而吸收較多的能量,表現(xiàn)出較好的沖擊韌性[25]。在普通退火溫度800~950℃范圍內(nèi),950℃時(shí)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(xì)小。

金屬材料在高速?zèng)_擊載荷作用下以高應(yīng)變速率發(fā)生局部大塑性變形,該過(guò)程中塑性功轉(zhuǎn)化的熱在短時(shí)間來(lái)不及傳輸,接近于絕熱過(guò)程,導(dǎo)致材料變形加劇,發(fā)生熱塑性失穩(wěn),從而引起絕熱剪切帶(Adiabaticshearband,ASB)的形成和發(fā)展。ASB的出現(xiàn)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(jīng)雙重退火熱處理和普通退火熱處理后在3500s^-1應(yīng)變速率壓縮后的顯微組織。由圖5和圖6可知,合金中出現(xiàn)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(nèi)部發(fā)生嚴(yán)重變形,晶粒十分細(xì)密,在掃描電鏡下無(wú)法分辨,此外剪切帶與兩側(cè)基體組織的邊界不平整,亦有不同程度的塑性流動(dòng)。

圖7為原始鍛態(tài)TC11鈦合金在不同應(yīng)變速率下動(dòng)態(tài)壓縮得到的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。由圖7可知,TC11鈦合金的流變應(yīng)力和塑性應(yīng)變都隨著應(yīng)變速率的增加而增大,表現(xiàn)出一定的應(yīng)變速率增強(qiáng)、增塑效應(yīng),這也證實(shí)了TC11鈦合金為應(yīng)變速率敏感材料。在塑性變形過(guò)程中材料會(huì)發(fā)生硬化,且隨著應(yīng)變速率的增大這種硬化作用越明顯,導(dǎo)致流變應(yīng)力隨應(yīng)變速率的增大而增加,表現(xiàn)為應(yīng)變速率強(qiáng)化效應(yīng)。此外,在高應(yīng)變速率下,材料會(huì)發(fā)生熱軟化作用,應(yīng)變速率越大,熱軟化作用越明顯,材料的塑性也就越好,表現(xiàn)為應(yīng)變速率增塑效應(yīng)。與表2對(duì)比可知,原始鍛態(tài)TC11鈦合金的屈服應(yīng)力由準(zhǔn)靜態(tài)條件下的925MPa提高至動(dòng)態(tài)沖擊載荷下的1500MPa左右,約為準(zhǔn)靜態(tài)環(huán)境下的1.6倍。這充分說(shuō)明應(yīng)變速率對(duì)材料的屈服強(qiáng)度具有顯著影響,且隨著應(yīng)變速率的提高,合金材料的屈服強(qiáng)度不斷增大。

TC11鈦合金經(jīng)雙重退火熱處理和普通退火熱處理后在3500s^-1下進(jìn)行動(dòng)態(tài)壓縮加載試驗(yàn),得到的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖8所示。由圖8可知,隨著動(dòng)態(tài)塑性變形的增加,TC11鈦合金的動(dòng)態(tài)流變應(yīng)力逐漸增大,這表明TC11鈦合金在此應(yīng)變率下變形時(shí)具有一定的應(yīng)變強(qiáng)化效應(yīng)。由于鈦合金的導(dǎo)熱性較差,且對(duì)溫度敏感性較高,因此在高應(yīng)變率下具有較高的絕熱剪切敏感性。

材料在沖擊變形過(guò)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(yīng)變;σ為流變應(yīng)力,MPa。

表4為3500s^-1應(yīng)變速率下不同工藝熱處理后TC11鈦合金的最大塑性應(yīng)變、平均流變應(yīng)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(shí)具有較大的平均流變應(yīng)力和沖擊吸收能量,隨著第一重退火溫度升高,平均流變應(yīng)力和沖擊吸收能均逐漸減少;而對(duì)于普通退火熱處理試樣,流變應(yīng)力表現(xiàn)為先增大后減小,在退火溫度為850℃達(dá)到最大值1619MPa,而沖擊吸收能量則表現(xiàn)為先減小后增大,在退火溫度為850℃時(shí)達(dá)到最小值395J·cm^-3。

3、結(jié)論

1)隨著雙重?zé)崽幚淼谝淮瓮嘶饻囟壬?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(xì)小彌散,而對(duì)于普通退火工藝,當(dāng)退火溫度高于再結(jié)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(xì)小,含量增多;

2)隨著雙重?zé)崽幚砉に嚨谝淮瓮嘶饻囟鹊纳?合金室溫強(qiáng)度先降低后升高,伸長(zhǎng)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(shí)獲得最佳的綜合性能,強(qiáng)塑積為18.30GPa%;而隨著普通退火溫度的升高,合金強(qiáng)度先增加后略微降低,在退火溫度為950℃時(shí),斷面收縮率大幅提高,具有最佳的綜合性能;

3)無(wú)論是雙重退火處理還是普通退火處理,均在各自實(shí)驗(yàn)的最高退火溫度時(shí)獲得最大沖擊韌性,但是,在3500s^-1應(yīng)變速率下,雙重退火處理試樣在第一次退火溫度為950℃時(shí)獲得較大的平均流變應(yīng)力和沖擊吸收能量,顯著優(yōu)于普通退火處理試樣。

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