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    雙態(tài)和全片層組織大尺寸Ti-43Al-9V-Y合金的拉伸性能

    2014-12-09 09:05:56焦?jié)奢x于慧臣蘇勇君孔凡濤陳玉勇
    機(jī)械工程材料 2014年3期
    關(guān)鍵詞:伸長(zhǎng)率室溫屈服

    焦?jié)奢x,于慧臣,蘇勇君,孔凡濤,陳玉勇

    (北京航空材料研究院1.航空材料檢測(cè)與評(píng)價(jià)北京市重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室;2.先進(jìn)高溫結(jié)構(gòu)材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,北京100095;3.中航試金石檢測(cè)科技有限公司,北京100095;4.哈爾濱工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,哈爾濱150001)

    0 引 言

    TiAl金屬間化合物合金因具有高的比強(qiáng)度、比模量以及良好的高溫抗氧化、抗蠕變性能而成為代替鎳基高溫合金的備選材料,其潛在的使用溫度為600~850℃[1-5]。TiAl合金板材不僅可以直接用于大型結(jié)構(gòu)件,還可以采用超塑性成型等技術(shù)加工或航空航天發(fā)動(dòng)機(jī)殼體、隔熱板以及熱區(qū)蒙皮等。TiAl合金在這些部件上的應(yīng)用可實(shí)現(xiàn)未來(lái)航空航天發(fā)動(dòng)機(jī)減重降噪、提高推重比的目標(biāo)。但TiAl合金的本征脆性及難變形性大大阻礙了它的工程化應(yīng)用。目前,通過(guò)高溫鍛造、擠壓、軋制等熱加工技術(shù),加上不斷優(yōu)化化學(xué)成分及熱加工工藝參數(shù)等諸多措施,使得TiAl合金的熱加工性得到了很大提高,TiAl合金大尺寸板材的制造也逐漸成為可能[6-9]。

    通過(guò)在TiAl合金中添加適量釩和釔元素,可有效提高合金的塑性,改善其熱加工性能[10]。作者以新開發(fā)的Ti-43Al-9V-Y合金為研究對(duì)象,制備出了目前國(guó)內(nèi)報(bào)道的最大尺寸的(φ500mm×46mm)合金鍛坯;在此基礎(chǔ)上,進(jìn)一步研究了該合金鍛坯的組織均勻性,并對(duì)原始鍛態(tài)雙態(tài)組織(DP組織)及熱處理后全片層組織(FL組織)合金鍛坯不同位置處的顯微組織及不同溫度下的拉伸性能進(jìn)行了研究。

    1 試樣制備與試驗(yàn)方法

    試驗(yàn)合金的名義成分為(原子分?jǐn)?shù)/%)43Al,9V,1Y,余Ti。首先采用真空自耗電極電弧爐熔煉技術(shù)(簡(jiǎn)稱VAR)制備尺寸為φ220mm×800mm的合金鑄錠,如圖1所示,所用原料為海綿鈦(純度為99.7%)、高純鋁(純度為99.99%),其它添加元素均采用中間合金(鋁釩合金、鋁釔合金)的形式加入;然后切取φ220mm×300mm合金鑄錠,經(jīng)成分均勻化熱處理和熱等靜壓處理(氬氣保護(hù),1 250℃/175MPa/4h/FC)后,利用包套鍛造工藝制備大尺寸(φ500mm×46mm)的Ti-43Al-9V-Y合金鍛坯,鍛造在大氣中進(jìn)行,始鍛溫度約為1 200℃,應(yīng)變速率約為 0.01s-1,總變形量為80.8%,鍛坯宏觀形貌如圖2所示;最后切取適量鍛坯,在1 350℃下保溫8h,隨爐冷卻。

    為了研究Ti-43Al-9V-Y合金鍛坯不同位置處拉伸性能的差異,分別沿鍛坯厚度方向,在上、中、下三個(gè)位置切取試棒,試棒軸向與鍛坯弦向平行,取樣位置如圖2所示。將試棒加工成長(zhǎng)為71mm、標(biāo)距直徑為5mm的拉伸試樣。鍛態(tài)試樣記為DP,熱處理態(tài)試樣記為FL。

    圖1 采用真空自耗電極電弧爐熔煉技術(shù)制備的合金鑄錠Fig.1 Alloy ingot prepared by vacuum consumable electrode arc furnace remelting(VAR)technology

    圖2 合金鍛坯的宏觀形貌及拉伸試樣取樣位置Fig.2 Macrography of alloy forging pie and sampling position for tensile sample

    采用Instron5887型拉伸試驗(yàn)機(jī)對(duì)兩種組織的合金試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn),試驗(yàn)溫度為室溫,700,750,800,900℃,室溫拉伸試驗(yàn)依照HB5143-1996《金屬室溫拉伸試驗(yàn)方法》進(jìn)行,高溫拉伸試驗(yàn)依照HB5195-1996《金屬高溫拉伸試驗(yàn)方法》進(jìn)行;采用JEOL-5600LV型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察兩種組織的合金在不同溫度下的拉伸斷口形貌。

    2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

    2.1 顯微組織

    由圖3可見,鍛坯的顯微組織為DP組織,主要由彎曲、碎化的γ/(β/B2)層片、塊狀的γ相和β/B2相組成;在1 350℃下保溫8h后得到了FL組織,其主要由γ/(β/B2)/α2層片組成,片層團(tuán)尺寸約為100μm。兩種顯微組織中的白色細(xì)小析出物均為YAl2[10]。

    從圖4可以看出,合金鍛坯表面和中心位置的顯微組織無(wú)明顯差別,只是中心位置處的片層團(tuán)界面的析出相較多。從表1所示的拉伸性能來(lái)看,在合金厚度方向上,上、中、下三個(gè)位置處的拉伸強(qiáng)度及塑性沒有明顯的規(guī)律性差異,這說(shuō)明合金鍛坯的組織均勻性較好,片層團(tuán)界面析出相所占比例的略微差異對(duì)拉伸性能無(wú)明顯影響。

    2.2 拉伸性能

    圖5中的平均應(yīng)力-應(yīng)變曲線是在認(rèn)為合金鍛坯不同位置處的拉伸性能一致的前提下得出的,是對(duì)大尺寸Ti-43Al-9V-Y合金鍛坯拉伸性能的整體評(píng)價(jià)。

    圖3 不同組織試驗(yàn)合金的顯微組織Fig.3 Microstructure of tested alloys with different structure:(a)DP structure and(b)FL structure

    圖4 大尺寸試驗(yàn)合金鍛坯不同位置處的顯微組織Fig.4 Microstructure of large-sized tested alloy pie at different positions:(a)surface and(b)interior

    表1 不同組織試驗(yàn)合金在不同溫度下的拉伸性能Tab.1 Tensile properties of tested alloy with different structure at different temperatures

    從表1和圖5可以看出,隨著溫度的升高,兩種組織合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均逐漸降低。

    從圖6可以看出,在室溫~700℃范圍內(nèi),隨著溫度的升高,DP組織和FL組織合金的屈服強(qiáng)度均略有下降,但仍保持在較高的強(qiáng)度水平,兩種組織合金在700℃時(shí)的平均屈服強(qiáng)度分別為549MPa和516MPa;在700~900℃范圍內(nèi),隨著溫度的升高,DP組織和FL組織合金的屈服強(qiáng)度均迅速下降,其中DP組織合金屈服強(qiáng)度的下降速度略快于FL組織合金的,900℃時(shí)二者的平均屈服強(qiáng)度分別降至172MPa和210MPa。室溫時(shí),DP組織和FL組織合金的強(qiáng)度雖然較高,但伸長(zhǎng)率僅為1%左右,塑性較差;700℃時(shí),兩種組織合金的平均伸長(zhǎng)率分別為8.3%和2.05%;當(dāng)溫度高于700℃以后,伸長(zhǎng)率明顯增大,750℃時(shí),兩種組織合金的平均伸長(zhǎng)率分別增至64.4%和16.4%,并且隨著溫度的繼續(xù)升高,伸長(zhǎng)率逐漸增大。這說(shuō)明,試驗(yàn)合金在700℃以上開始呈現(xiàn)出軟化的趨勢(shì)。

    圖5 不同組織試驗(yàn)合金在不同溫度下的平均拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.5 Average tensile stress-strain curves of tested alloys with different structure at differnt temperatures:(a)DP structure and(b)FL structure

    圖6 不同組織試驗(yàn)合金平均屈服強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率與溫度的關(guān)系Fig.6 Average yield strength and elongaion vs temperature for tested alloys with different structure

    綜合以上得出,試驗(yàn)合金在室溫~700℃范圍內(nèi)具有較高的拉伸強(qiáng)度,但室溫塑性較差;在700℃時(shí)DP組織合金的強(qiáng)度及塑性均好于FL組織合金的;當(dāng)溫度高于700℃以后,兩種合金均呈現(xiàn)出軟化的趨勢(shì),拉伸強(qiáng)度迅速下降,塑性則逐漸增大。

    圖7給出了不同組織試驗(yàn)合金Ti-43Al-9V-Y與目前研究較成熟的Ti-48Al-2Cr-2Nb合金(合金1)、Ti-46.5Al-2Cr-3Nb-0.2W 合金(合金2)以及Ti-47Al-1Cr-0.9V-2.6Nb合金(合金3,片層團(tuán)尺寸1 000μm)的屈服強(qiáng)度與溫度的關(guān)系。可以看出,當(dāng)溫度低于700℃時(shí),試驗(yàn)合金的屈服強(qiáng)度高于其它合金,但是當(dāng)溫度高于700℃后,試驗(yàn)合金的屈服強(qiáng)度迅速下降,到900℃時(shí),其屈服強(qiáng)度已明顯低于其它合金。這說(shuō)明與同類合金相比,試驗(yàn)合金在700℃以下的拉伸性能更具優(yōu)勢(shì)。

    圖7 不同TiAl合金的屈服強(qiáng)度與溫度的關(guān)系Fig.7 Yield strength vs temperature for different TiAl alloys

    2.3 斷口形貌

    從圖8可以看出,在700℃拉伸后,DP組織合金斷口為穿晶解理斷裂;當(dāng)溫度升高至750℃時(shí),斷口出現(xiàn)大量韌窩,而且溫度越高,韌窩數(shù)量越多,斷口越粗糙;當(dāng)溫度為800℃時(shí),在斷口表面可觀察到明顯的氧化膜。

    從圖9可以看出,在700,750℃拉伸后,F(xiàn)L組織合金的斷口為穿層解理斷裂;當(dāng)溫度升至800℃時(shí),合金呈現(xiàn)為韌性斷裂特征,而且溫度越高,韌性斷裂特征越明顯;在800,900℃的拉伸斷口表面也可觀察到明顯的氧化膜??梢?,當(dāng)溫度高于800℃后,試驗(yàn)合金的抗氧化性減弱。

    3 結(jié) 論

    (1)采用真空自耗電弧爐熔煉技術(shù)、均勻化熱處理、熱等靜壓以及包套鍛造等工藝制備了大尺寸Ti-43Al-9V-Y合金,其組織均勻性較好,為雙態(tài)組織(DP組織),不同位置處的拉伸性能無(wú)明顯差異;對(duì)其在1 350℃保溫8h后得到全片層組織(FL組織)。

    (2)在室溫~700℃范圍內(nèi)拉伸時(shí),隨著溫度的升高,DP組織和FL組織Ti-43Al-9V-Y合金的屈服強(qiáng)度略有下降,但仍保持在較高水平;在700~900℃范圍內(nèi),隨著溫度的升高,兩種組織合金的屈服強(qiáng)度迅速下降,其中DP組織合金由700℃時(shí)的549MPa降至900℃時(shí)的172MPa,F(xiàn)L組織合金由700℃時(shí)的516MPa降至900℃時(shí)的210MPa。

    圖8 DP組織合金在不同溫度下的拉伸斷口形貌Fig.8 Tensile fracture morphology of DP structure alloy at different temperatures

    圖9 FL組織合金在不同溫度下的拉伸斷口形貌Fig.9 Tensile fracture morphology of FL structure alloy at different temperatures

    (3)在700℃拉伸時(shí),DP組織和FL組織Ti-43Al-9V-Y合金的平均伸長(zhǎng)率分別為8.3%和2.05%,當(dāng)溫度高于700℃以后,合金開始呈現(xiàn)軟化趨勢(shì),抗氧化性減弱,拉伸斷口表面可觀察到韌窩及明顯的氧化膜。

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