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    TA32鈦合金板材的超塑性能研究

    2020-05-22 09:25:56陳志勇劉建榮王清江
    鈦工業(yè)進(jìn)展 2020年2期
    關(guān)鍵詞:延伸率再結(jié)晶板材

    程 超,陳志勇,劉建榮,王清江

    (1. 中國(guó)科學(xué)院金屬研究所,遼寧 沈陽(yáng) 110016)(2. 中國(guó)科學(xué)技術(shù)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,遼寧 沈陽(yáng) 110016)

    鈦及鈦合金因具有高比強(qiáng)度、耐高溫和耐腐蝕等優(yōu)良性能,在航空航天、海洋船舶、生物醫(yī)療等領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用[1-4]。TA32鈦合金是由中國(guó)科學(xué)院金屬研究所在TA12鈦合金的基礎(chǔ)上,進(jìn)一步優(yōu)化合金微量元素配比研制而成的一種新型近α型高溫鈦合金,其在550 ℃具有較好的長(zhǎng)時(shí)拉伸、持久和蠕變性能,同時(shí)在600~650 ℃下具有良好的短時(shí)高溫性能。近年來(lái),該合金在航空航天、超聲速飛行器等領(lǐng)域得到越來(lái)越多的應(yīng)用。

    超塑性成形技術(shù)是利用材料在超塑性狀態(tài)下的優(yōu)異變形性能而發(fā)展起來(lái)的一種新型熱加工技術(shù)。由于鈦合金熱變形溫度范圍窄,變形抗力大,采用傳統(tǒng)的加工工藝很難成形復(fù)雜形狀的鈦合金工件。然而,在超塑性成形條件下,材料可以承受大變形而不被破壞,變形抗力小,工藝簡(jiǎn)單,可一次成形形狀復(fù)雜的工件,大幅提高材料的利用率,為難變形材料的塑性加工開(kāi)辟了新的途徑。因此,超塑性成形已經(jīng)成為鈦合金熱加工領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)[5,6]。

    目前,國(guó)內(nèi)外對(duì)于鈦合金的超塑性研究主要是在大氣環(huán)境中進(jìn)行的[7-10],雖然大部分實(shí)驗(yàn)中試樣表層涂覆有防氧化涂層,但氧化還是會(huì)對(duì)實(shí)驗(yàn)結(jié)果產(chǎn)生影響。為了消除大氣氧化的影響,在真空環(huán)境中,950 ℃下以不同應(yīng)變速率進(jìn)行超塑拉伸,研究真空環(huán)境中變形速率對(duì)TA32鈦合金超塑拉伸顯微組織和變形行為的影響,以期為該合金板材超塑成形工藝優(yōu)化提供更加精確的理論依據(jù)。

    1 實(shí) 驗(yàn)

    實(shí)驗(yàn)材料為寶鈦集團(tuán)提供的2.0 mm厚熱軋退火態(tài)TA32鈦合金板材,其β相轉(zhuǎn)變溫度為995 ℃。TA32鈦合金板材原始組織由大量長(zhǎng)條狀、等軸狀的初生α相和少量殘余β相組成,如圖1所示。沿板材縱向(RD)切取超塑性拉伸試樣。

    圖1 TA32鈦合金板材原始組織Fig.1 Initial microstructure of TA32 titanium alloy plate

    超塑性拉伸試驗(yàn)在配有真空加熱爐的MTS CMT-4304電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。真空加熱爐的真空度約為10-4Pa。采用五段升溫法控制溫度,達(dá)到試驗(yàn)溫度后保溫5 min,然后進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。試樣拉伸溫度為950 ℃,應(yīng)變速率分別為5.32×10-4、1.33×10-3、3.33×10-3、8.31×10-3、2.08×10-2s-1,拉斷后爐冷至室溫。采用日立S-3400N掃描電鏡觀(guān)察拉伸試樣斷裂后的微觀(guān)組織。

    2 結(jié)果與分析

    2.1 超塑性拉伸行為

    圖2為在真空環(huán)境中以不同應(yīng)變速率進(jìn)行超塑性拉伸后TA32鈦合金試樣的宏觀(guān)形貌。由圖2可見(jiàn),在真空環(huán)境中進(jìn)行超塑性拉伸后,試樣表面仍呈現(xiàn)較好的金屬光澤。研究表明[11,12],氧滲透到鈦合金中會(huì)降低鈦合金的成形性,熱暴露會(huì)加快氧的滲透以穩(wěn)定表面區(qū)域的α相,而表面裂紋很容易從這些區(qū)域產(chǎn)生,從而導(dǎo)致超塑樣品過(guò)早失效斷裂。真空環(huán)境有利于避免樣品在高溫變形中被氧化,以保證較好的超塑拉伸性能。隨著應(yīng)變速率的降低,斷后延伸率呈現(xiàn)逐漸升高的趨勢(shì),這主要是因?yàn)楫?dāng)應(yīng)變速率較高時(shí),擴(kuò)散蠕變和位錯(cuò)滑移不能有效及時(shí)地調(diào)節(jié)晶界的滑動(dòng)和轉(zhuǎn)動(dòng),導(dǎo)致拉伸過(guò)程中的加工硬化和應(yīng)力集中無(wú)法及時(shí)得到消除,對(duì)材料的均勻塑性變形產(chǎn)生不利影響,因而延伸率較低;而當(dāng)應(yīng)變速率較低時(shí),高溫下的變形時(shí)間加長(zhǎng),使得合金有充分的時(shí)間進(jìn)行動(dòng)態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶,擴(kuò)散蠕變能夠充分進(jìn)行,有效消除部分應(yīng)力集中,此時(shí)流變應(yīng)力較小,有利于合金均勻變形[13-15]。由圖2可知,在950 ℃條件下,TA32鈦合金板材在不同應(yīng)變速率下均具有超過(guò)100%的超塑性延伸率,當(dāng)應(yīng)變速率為5.32×10-4s-1時(shí)獲得的延伸率最大,為519%。

    圖2 不同應(yīng)變速率拉伸后TA32鈦合金試樣的宏觀(guān)形貌Fig.2 Macro-morphologies of TA32 titanium alloy specimens after fracture under different strain rates

    圖3為T(mén)A32鈦合金在950 ℃以不同應(yīng)變速率進(jìn)行超塑性拉伸變形的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線(xiàn)。從圖3可以看出,不同變形速率下,合金在初始變形階段均出現(xiàn)了加工硬化,這是因?yàn)樵谠撾A段合金內(nèi)部的位錯(cuò)大量增殖。峰值應(yīng)力隨應(yīng)變速率的降低而降低。在低應(yīng)變速率(5.32×10-4~3.33×10-3s-1)條件下,合金流變曲線(xiàn)為典型的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶曲線(xiàn):應(yīng)力逐漸增加到達(dá)峰值,峰值應(yīng)力均較小,達(dá)到峰值應(yīng)力后曲線(xiàn)呈平穩(wěn)趨勢(shì),在此過(guò)程中,動(dòng)態(tài)再結(jié)晶越容易發(fā)生,位錯(cuò)密度降低得越快,進(jìn)而抵消部分加工硬化,加工硬化和動(dòng)態(tài)軟化相互競(jìng)爭(zhēng)并基本平衡,表現(xiàn)出傳統(tǒng)超塑性變形的穩(wěn)態(tài)流動(dòng)特征,能夠獲得較高的延伸率[16,17]。隨著應(yīng)變的增加出現(xiàn)了應(yīng)力升高的現(xiàn)象,這可能是因?yàn)楹辖痖L(zhǎng)時(shí)間處于高溫環(huán)境而發(fā)生了晶粒長(zhǎng)大。在高應(yīng)變速率(8.31×10-3~2.08×10-2s-1)條件下,應(yīng)力很快達(dá)到峰值且峰值應(yīng)力較大,在2.08×10-2s-1拉伸條件下峰值應(yīng)力達(dá)到最大(95 MPa),隨后進(jìn)入軟化階段,此時(shí)合金的軟化作用占主導(dǎo),表現(xiàn)為流變應(yīng)力快速下降,直至斷裂。

    圖3 TA32鈦合金試樣以不同應(yīng)變速率拉伸后的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線(xiàn)Fig.3 True stress-strain curves of TA32 titanium alloy specimens under different strain rates

    2.2 顯微組織分析

    圖4為T(mén)A32鈦合金試樣在950 ℃以不同應(yīng)變速率拉伸后,試樣未變形部位(夾持端)、少量變形部位(近夾持段)、變形部位(中間段)及劇烈變形部位(斷裂區(qū))的顯微組織。

    圖4 TA32鈦合金試樣在不同應(yīng)變速率下拉伸斷裂后不同位置的微觀(guān)組織Fig.4 Microstructures of TA32 titanium alloy specimens at different locations after fracture under different strain rates:(a~d)2.08×10-2 s-1; (e~h)3.33×10-3 s-1;(i~l)5.32×10-4 s-1

    當(dāng)應(yīng)變速率為2.08×10-2s-1時(shí)(圖4a~d),夾持端、近夾持段和中間段的初生α相都只發(fā)生了部分球化,還存在較多的未球化的長(zhǎng)條狀α相,與原始組織相比,晶粒有一定程度長(zhǎng)大,這主要是因?yàn)檫@些區(qū)域雖經(jīng)歷了一定時(shí)間的高溫?zé)崽幚恚诔苄岳爝^(guò)程中沒(méi)有變形或者變形較小。斷裂區(qū)組織均勻,初生α相得以充分細(xì)化,呈等軸狀,這主要是因?yàn)樵谳^高應(yīng)變速率下拉伸時(shí)合金具有較高的流變應(yīng)力,促進(jìn)了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生。同時(shí),在α/β相界和α/α晶界處存在沿拉伸方向分布的裂紋,這主要是因?yàn)樵诟邞?yīng)變速率拉伸條件下,位錯(cuò)密度增加很快,引起應(yīng)力集中,而應(yīng)力集中得不到及時(shí)的松弛,使得裂紋產(chǎn)生而最終導(dǎo)致斷裂。

    當(dāng)應(yīng)變速率降低至3.33×10-3s-1時(shí)(圖4e~ h),夾持端存在較少的長(zhǎng)條狀初生α相,球化比例相比于2.08×10-2s-1時(shí)要高,在近夾持段仍存在縱橫比較大的α相晶粒,該區(qū)域晶粒尺寸分布較廣。中間段的初生α相完全等軸化,晶粒尺寸分布較為集中,與在2.08×10-2s-1拉伸條件下的中間段相比,α相晶粒尺寸有所增大,這主要是因?yàn)樵诟邷丨h(huán)境中,隨著變形量增大以及在高溫下停留時(shí)間的增加,原子的動(dòng)能增加,因而位錯(cuò)活動(dòng)性提高,擴(kuò)散蠕變和晶間滑移作用增強(qiáng)[18],初生α相再結(jié)晶后會(huì)發(fā)生聚集長(zhǎng)大。與2.08×10-2s-1拉伸條件下斷裂區(qū)相比,3.33×10-3s-1拉伸條件下斷裂區(qū)形成的空洞/裂紋尺寸更大,這主要是因?yàn)樵诔苄岳爝^(guò)程中形成的空洞有充足的時(shí)間聚集、連接與長(zhǎng)大。

    當(dāng)應(yīng)變速率降低到5.32×10-4s-1時(shí)(圖4i~l),夾持端、近夾持段的初生α相已完全等軸化,中間段的等軸α相晶粒尺寸進(jìn)一步增大。在斷裂區(qū),可以明顯的觀(guān)察到β相沿拉伸方向拉長(zhǎng),這主要是因?yàn)棣孪嗟幕葡当圈料嗟母?,在長(zhǎng)時(shí)間的高溫拉伸過(guò)程中,β相更容易聚集后發(fā)生變形,使得β相沿拉伸方向拉長(zhǎng),而大部分α相仍保持等軸狀。在該區(qū)域也發(fā)生了空洞的聚集、連接與長(zhǎng)大,最終導(dǎo)致斷裂。同時(shí),觀(guān)察到從夾持端到斷裂區(qū),β相含量逐漸增加,這主要是因?yàn)樵诔苄岳爝^(guò)程中,從夾持端到斷裂區(qū)的應(yīng)變量逐漸增加,合金的變形能增大,誘發(fā)α→β相轉(zhuǎn)變[19,20]。

    3 結(jié) 論

    (1)在950 ℃、應(yīng)變速率為5.32×10-4~2.08×10-2s-1拉伸條件下,細(xì)晶TA32鈦合金板材具有良好的超塑性,延伸率均超過(guò)了100%。應(yīng)變速率為5.32×10-4s-1時(shí),延伸率最大,達(dá)到519%。

    (2)TA32鈦合金在應(yīng)變速率為5.32×10-4~3.33×10-3s-1條件下,流變曲線(xiàn)為典型的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶曲線(xiàn),表現(xiàn)為傳統(tǒng)超塑性變形的穩(wěn)態(tài)流動(dòng)特征。在應(yīng)變速率為8.31×10-3~2.08×10-2s-1條件下,流變應(yīng)力增大到峰值后單調(diào)遞減直至拉伸斷裂。

    (3)TA32鈦合金在較快的應(yīng)變速率條件下,初生α相發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶得到細(xì)化;在較慢的應(yīng)變速率條件下,初生α相動(dòng)態(tài)再結(jié)晶后,長(zhǎng)時(shí)間變形過(guò)程中會(huì)聚集長(zhǎng)大,α相晶粒尺寸增加。

    (4)TA32鈦合金超塑性斷裂機(jī)制為空洞的聚集、連接與長(zhǎng)大,形成裂紋,最終導(dǎo)致斷裂。

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