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  • 固溶溫度對(duì)航空航天結(jié)構(gòu)材料用TB8鈦合金組織及性能的影響

    發(fā)布時(shí)間: 2024-02-09 22:39:48    瀏覽次數(shù):

    鈦合金具有低密度、高比強(qiáng)、耐高溫、抗腐蝕等優(yōu)異的綜合性能,是飛機(jī)和發(fā)動(dòng)機(jī)的主要結(jié)構(gòu)材料之一[1]。隨著我國航空航天事業(yè)的迅速發(fā)展,飛行器緊固件、彈性組件及主要承力結(jié)構(gòu)件對(duì)材料的需求更為突出地集中于耐蝕、輕質(zhì)、高強(qiáng)、耐高溫,因此發(fā)展高強(qiáng)鈦合金材料及其加工工藝對(duì)我國航空航天工業(yè)的發(fā)展具有積極的推動(dòng)作用[2]。β21S鈦合金是美國Timet公司在1989年研制開發(fā)的亞穩(wěn)定β型鈦合金,該合金具有優(yōu)異的冷熱加工性能,高的淬透性,良好的抗蠕變性、抗氧化性和抗腐蝕性[3-8],該合金和Ti-153合金一樣可以加工成板材、帶材、箔材、鍛件和棒材等,固溶+時(shí)效處理后在保證較高塑性的前提下可獲得σb≥1300MPa的超高強(qiáng)度,因此該合金得到飛機(jī)設(shè)計(jì)者和制造者的認(rèn)可,作為優(yōu)良的宇航結(jié)構(gòu)材料于1994年被列入美國ASTM標(biāo)準(zhǔn)中[9-10]。我國在GB/T3620.1—2007《鈦及鈦合金牌號(hào)和化學(xué)成分》中將該合金正式命名為TB8鈦合金,其名義成分為Ti-3Al-2.7Nb-15Mo-0.2Si。本文通過制訂不同的固溶溫度研究了TB8鈦合金顯微組織及力學(xué)性能的變化規(guī)律,為其工程設(shè)計(jì)、制造、應(yīng)用提供參考數(shù)據(jù)。

    1、試驗(yàn)材料及方法

    試驗(yàn)用TB8鈦合金鑄錠采用1t真空自耗電弧爐3次熔煉生產(chǎn),其主要化學(xué)成分見表1,符合GB/T3620.1—2007標(biāo)準(zhǔn)要求。鑄錠經(jīng)β區(qū)和(α+β)區(qū)加熱鍛造成φ45mm規(guī)格棒材,然后在(α+β)區(qū)加熱軋制成φ12mm規(guī)格小棒,采用金相法測定該批合金的相變點(diǎn)(α+β→β轉(zhuǎn)變溫度)為825~830℃。

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    亞穩(wěn)定β型鈦合金使用狀態(tài)一般為固溶+時(shí)效態(tài),因?yàn)椴捎霉倘?時(shí)效處理后合金才能達(dá)到所需要的工作強(qiáng)度。亞穩(wěn)定β型鈦合金固溶時(shí)高溫β相轉(zhuǎn)變?yōu)榻榉€(wěn)定相(過冷β相),介穩(wěn)定相在隨后時(shí)效時(shí)發(fā)生分解,析出彌散的次生α相而達(dá)到合金強(qiáng)化的目的[2]。本試驗(yàn)固溶溫度分別為770、800、830、860和890℃,保溫1h,空冷;時(shí)效溫度為520℃,保溫8.5h,空冷。在OLYMPUS/PMG3型光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行顯微組織觀察,在INSTRON型電子萬能試驗(yàn)機(jī)上測試室溫拉伸性能。

    2、試驗(yàn)結(jié)果與分析

    2.1 TB8鈦合金顯微組織

    TB8鈦合金試樣經(jīng)不同固溶溫度處理后顯微組織如圖1所示。從圖1(a,b)可以看出,TB8鈦合金在(α+β)/β相變點(diǎn)以下固溶處理后,合金顯微組織為兩相組織,即在β晶粒內(nèi)部及晶界上分布著大量未轉(zhuǎn)變的初生α相顆粒,且隨固溶溫度的升高,未轉(zhuǎn)變的初生α相顆粒數(shù)量相對(duì)減少,同時(shí)合金開始再結(jié)晶轉(zhuǎn)變,β晶粒開始長大。從圖1(c~e)可以看出,TB8鈦合金在(α+β)/β相變點(diǎn)以上固溶處理后,合金顯微組織為單一的β晶粒(局部有非常少的初生α相顆粒),且隨固溶溫度升高β晶粒明顯長大。從圖1(f)可以看出,TB8鈦合金固溶并時(shí)效處理后,合金顯微組織中β晶界及晶粒內(nèi)部均勻彌散析出大量次生α相顆粒。

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    2.2 TB8鈦合金力學(xué)性能

    圖2為TB8鈦合金經(jīng)不同固溶溫度處理后固溶態(tài)及固溶+520℃時(shí)效態(tài)力學(xué)性能。從圖2(a)可以看出,TB8鈦合金經(jīng)770、800、830、860和890℃固溶處理后,拉伸強(qiáng)度隨固溶溫度升高呈下降趨勢,塑性(特別是斷面收縮率)隨固溶溫度升高略有上升,其固溶態(tài)抗拉強(qiáng)度由908MPa降低至875MPa、斷面收縮率由69%升高至79%。這主要是由于TB8鈦合金固溶處理時(shí),隨固溶溫度的升高,合金的固溶度增大,合金中初生α相顆粒逐步向β相轉(zhuǎn)變;也就是說隨固溶溫度的升高,合金中殘存的第二相質(zhì)點(diǎn)減少(見圖1(a~e)),以致彌散強(qiáng)化作用降低。通常認(rèn)為隨固溶溫度升高,合金晶粒變得粗大,塑性及強(qiáng)度變差。以上固溶試驗(yàn)同樣存在晶粒長大惡化塑性的現(xiàn)象,只是晶粒長大惡化塑性與第二項(xiàng)溶解優(yōu)化塑性兩種現(xiàn)象共同作用,第二項(xiàng)溶解優(yōu)化塑性的作用更為顯著,其結(jié)果在宏觀上表現(xiàn)為隨固溶溫度升高合金強(qiáng)度下降,塑性上升。通過試驗(yàn)可知,合金在830℃固溶處理后,可獲得細(xì)小的單相β晶粒組織,其強(qiáng)度較低(抗拉強(qiáng)度890MPa)、塑性良好(斷面收縮率可達(dá)75%),這十分有利于合金的冷加工,如標(biāo)準(zhǔn)件加工的冷鐓等。

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    從圖2(b)可以看出,TB8鈦合金經(jīng)不同溫度固溶+520℃時(shí)效處理后,合金在(α+β)/β相變點(diǎn)以下固溶時(shí),隨固溶溫度升高,強(qiáng)度呈上升趨勢,塑性迅速下降;合金在(α+β)/β相變點(diǎn)以上固溶時(shí),隨固溶溫度升高,強(qiáng)度和塑性略有降低;(α+β)/β相變點(diǎn)以上固溶+時(shí)效處理的抗拉強(qiáng)度普遍較(α+β)/β相變點(diǎn)以下固溶+時(shí)效處理的抗拉強(qiáng)度要高出50~60MPa,但塑性大幅度降低;總體來看,隨著固溶溫度的升高,合金固溶+時(shí)效態(tài)強(qiáng)度呈上升趨勢,塑性則明顯降低,其固溶+時(shí)效后抗拉強(qiáng)度由1345MPa升高至1410MPa,斷面收縮率則由64%下降至11%。

    通常合金經(jīng)熱變形后得到的α相稱為初生α相(αp),在時(shí)效過程中得到的α相稱為次生α相(αs)。合金在固溶過程中的主要相變是α+β→β的轉(zhuǎn)變,隨加熱溫度的升高,合金中αp相數(shù)量逐漸減少,在(α+β)/β相變點(diǎn)以下,由于αp相的存在,限制再結(jié)晶后β晶粒的長大,時(shí)效強(qiáng)化后合金宏觀上表現(xiàn)出優(yōu)異的塑性。而當(dāng)固溶溫度高于(α+β)/β相變點(diǎn)時(shí),由于沒有αp相的釘扎作用,晶粒會(huì)迅速長大,時(shí)效強(qiáng)化后合金表現(xiàn)為宏觀塑性變差,同時(shí)在相變點(diǎn)上固溶處理時(shí),由于晶粒的長大,時(shí)效強(qiáng)化后合金強(qiáng)度也略有降低。

    有理論認(rèn)為,鈦合金組織中存在大量αp相且原始β晶粒細(xì)小時(shí),當(dāng)試樣進(jìn)行塑性變形時(shí),滑移首先在個(gè)別位向因子較大的α晶粒內(nèi)開動(dòng),若αp相數(shù)量多,變形能很快分散到許多晶粒中去,而不至于在個(gè)別晶粒中引起應(yīng)力集中而開裂,因此等軸αp相多的組織有利于較大變形的進(jìn)行,宏觀上表現(xiàn)為較好的塑性。因此在相變點(diǎn)下進(jìn)行固溶處理時(shí),由于保留有一定數(shù)量的αp相,合金在時(shí)效后表現(xiàn)出良好的塑性[11]。同時(shí)也有理論認(rèn)為,低溫固溶后進(jìn)行時(shí)效時(shí),主要是在淬火過程中保留下來的亞穩(wěn)定β相發(fā)生分解,析出相分布均勻,故塑性好,而高溫固溶后進(jìn)行時(shí)效時(shí),使針狀馬氏體發(fā)生分解,是在一定的界面上析出的細(xì)小分散β相,并沿一定方向排列,分布不均勻,故塑性差[12]。

    時(shí)效過程中析出的彌散的αs相是TB8鈦合金強(qiáng)化的主要機(jī)制,αs相的形態(tài)主要呈片層狀,β型鈦合金時(shí)效后的組織中析出大量交錯(cuò)排列的αs條,條間界面能夠阻礙滑移的進(jìn)行,使變形更加困難,因此,β型鈦合金時(shí)效后較固溶態(tài)強(qiáng)度變高、塑性變差[11]。TB8鈦合金在相變點(diǎn)上固溶處理時(shí),αp相顆粒幾乎全部溶解,形成儲(chǔ)能較高的亞穩(wěn)定的β單項(xiàng)晶粒,隨后時(shí)效過程中析出片層狀αs相數(shù)量要多于相變點(diǎn)下固溶的,所以相變點(diǎn)上固溶+時(shí)效處理的抗拉強(qiáng)度普遍較相變點(diǎn)下固溶+時(shí)效處理的抗拉強(qiáng)度要高。

    可以看出,TB8鈦合金通過合適的溫度固溶并時(shí)效后,可以獲得1300MPa以上的抗拉強(qiáng)度及良好的塑性匹配,可用于制造有特殊服役條件要求的飛機(jī)零部件。

    3、結(jié)論

    1)TB8鈦合金在(α+β)/β相變點(diǎn)以下固溶時(shí),顯微組織由微小的初生α相顆粒與β基體晶粒組成,且隨固溶溫度升高初生α相顆粒數(shù)量減少,β基體晶粒長大;在(α+β)/β相變點(diǎn)以上固溶時(shí),獲得的組織為單一的等軸β晶粒,且隨固溶溫度升高合金β晶粒明顯長大、強(qiáng)度降低、塑性升高。

    2)TB8鈦合金830℃固溶+520℃時(shí)效處理后,組織中β晶界及晶粒內(nèi)部均勻彌散析出大量次生α相顆粒。隨固溶溫度升高,固溶+時(shí)效態(tài)合金強(qiáng)度升高,塑性降低。

    3)TB8鈦合金在770~830℃固溶后,具有較高的強(qiáng)度和優(yōu)異的塑性,經(jīng)520℃時(shí)效后,綜合性能優(yōu)異,抗拉強(qiáng)度>1300MPa,伸長率>15%,斷面收縮率>55%。

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