田素貴, 包憲宇, 于慧臣, 劉 洋, 趙忠剛, 陳禮清, 劉相華

(1.沈陽工業(yè)大學材料科學與工程學院,沈陽 110178;2.北京航空材料研究院,北京 100095;3.東北大學軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室,沈陽 110004)

鈦合金具有比強度高、耐熱、抗腐蝕性優(yōu)異及良好的室溫、高溫強度等特點,已被廣泛應用于制作發(fā)動機的風扇、壓氣機盤及其它重要承力構件[1-3]。由于服役條件下的蠕變行為決定了合金的使用壽命和發(fā)動機的安全可靠性,因而鈦合金的蠕變特征及損傷機制得到了研究者的廣泛重視[4,5]。Ti-6246合金在 500℃的蠕變期間,亞晶界可阻礙位錯的滑移,故蠕變速率由亞晶尺寸所控制[6];在 575℃蠕變后期,空洞在α/β相界面形核和長大是Timet 834合金的蠕變損傷機制[7]。而 Ti-6Al-4V合金是典型的α+β型鈦合金[8],經不同工藝處理,可得到不同的組織結構與蠕變性能。

采用真空自耗熔煉制備合金錠坯,之后進行等溫鍛造和熱處理是鈦合金傳統(tǒng)的制備工藝[9,10]。但由于制備工藝復雜,生產成本高等問題限制了鈦合金的廣泛應用。采用熱連軋技術生產鈦合金是一種新工藝的嘗試,若能采用熱連軋技術制備鈦合金,可實現(xiàn)連續(xù)性工業(yè)化生產,并達到節(jié)約能源和降低生產成本等目的,但有關熱連軋對鈦合金組織與性能的影響并無文獻報道。

據(jù)此,本研究采用熱連軋技術生產了Ti-6Al-4V合金,并對該合金進行了不同條件的熱處理,通過對不同工藝處理的Ti-6Al-4V合金進行蠕變性能測試及微觀結構觀察,研究了熱連軋及熱處理工藝對Ti-6Al-4V合金蠕變特征及變形機制的影響,試圖為熱連軋鈦合金的發(fā)展與應用提供理論依據(jù)。

1 試驗材料及方法

將真空感應熔煉及 3次真空自耗重熔制備的Ti-6Al-4V合金鑄坯,在1100～1150℃范圍內進行熱連軋,制備出直徑為 50mm的棒材,稱為熱連軋(HR)合金。將部分熱連軋Ti-6Al-4V合金棒材在480℃保溫 150h進行長期時效處理,稱為長期時效態(tài)(LTA)合金;將部分熱連軋Ti-6Al-4V合金棒材在940℃保溫 25min后水冷,進行低于β相變點的亞溫固溶處理,再經 480℃保溫 24 h進行時效處理,并隨爐冷卻至室溫,稱為亞溫固溶 +時效態(tài)(SSA)合金。分別將熱連軋態(tài)、長期時效態(tài)和亞溫固溶 +時效處理態(tài)的Ti-6Al-4V合金加工成橫斷面為4.5 (2mm2,標距長度為 20 mm的片狀拉伸蠕變試樣。分別將不同狀態(tài)合金的樣品置入GWT504型高溫持久蠕變試驗機中,進行不同溫度和應力條件下的蠕變性能測試,并繪制蠕變曲線。在SEM和TEM下,對不同工藝處理及蠕變斷裂后的合金進行組織形貌觀察及位錯組態(tài)的衍襯分析。

2 實驗結果與分析

2.1 不同處理工藝合金的蠕變特征

在試驗溫度為400℃、施加應力為575MPa條件下,分別對三種處理工藝合金進行拉伸蠕變性能測試,測定的蠕變曲線示于圖1。其中,熱連軋(HR)合金的蠕變曲線如圖 1中的 A所示,可以看出,合金具有較高的應變速率和較短的蠕變壽命,其測定的應變速率為1.03×10-5/h,蠕變壽命僅為70h,蠕變斷裂后的應變量為 15%。熱連軋合金經 480℃, 150h長期時效后,測試的蠕變曲線如圖 1中的 B所示,與熱連軋合金相比,長期時效態(tài)(LTA)合金具有較低的穩(wěn)態(tài)期間應變速率和較長的蠕變壽命,其穩(wěn)態(tài)階段的應變速率為 3.63×10-6/h,蠕變壽命為230h。合金經亞溫固溶 +時效處理后,測定的蠕變曲線如圖1中的C所示,可以看出,與前兩種狀態(tài)Ti-6Al-4V合金相比,亞溫固溶+時效處理(SSA)合金具有更低的穩(wěn)態(tài)期間應變速率和較長的蠕變壽命,其穩(wěn)態(tài)期間的應變速率為 1.86×10-6/h,蠕變期間無明顯的第一階段,穩(wěn)態(tài)蠕變的時間大約持續(xù)360h,合金的蠕變壽命為 548h,蠕變斷裂后的應變量為18%。由于SSA態(tài)合金具有較長的蠕變壽命,表明該狀態(tài)合金具有較好的蠕變抗力。

圖1 不同處理工藝Ti-6Al-4V合金在400℃/575MPa下的蠕變曲線Fig.1 Creep curves of Ti-6Al-4V alloy at 400℃and 575MPa after treated by three different tenchnics

在施加應力的瞬間,合金發(fā)生初始應變,隨蠕變的進行合金的應變量增加,使其位錯密度增加,并產生形變硬化作用,致使合金的應變速率降低,隨后,蠕變進入穩(wěn)態(tài)階段,應變速率保持恒定,此時,合金的應變速率可用如下Dorn定律表示[11]：

式中：ˉεss為(穩(wěn)態(tài)蠕變速率,A為與材料組織有關的常數(shù),σA為外加應力,n為表觀應力指數(shù),R為氣體常數(shù),T為絕對溫度,Qa為表觀蠕變激活能。

長期時效態(tài)(LTA)和亞溫固溶+時效態(tài)(SSA)合金在400～420℃和575～625MPa條件下進行蠕變性能測試,根據(jù)蠕變曲線數(shù)據(jù),繪出各自合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應變速率與施加溫度和應力之間的關系,如圖 2所示。其中應變速率與溫度倒數(shù)之間的關系示于圖 2a,應變速率與施加應力之間的關系示于圖 2b,由此可以計算出：在 400～420℃和 575～625MPa條件下,長期時效態(tài)(LTA)合金的蠕變激活能和應力指數(shù)分別為Qa=129kJ/mol和n=8.2,亞溫固溶+時效態(tài)(SSA)合金的蠕變激活能和應力指數(shù)分別為Qa=156kJ/mol和n=10.8,其值列于表1。

3.2 不同處理工藝合金的組織結構

圖2 不同處理工藝合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應變速率與施加溫度、應力之間的關系Fig.2 Relationship between the strain rates and the applied temperatures and stresses during the steady state creep of alloy treated by different technics (a)Relationship between the strain rates and temperatures;(b)relationship between the strain rates and the applied stresses

表1 在施加溫度和應力范圍內,不同合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的蠕變激活能和應力指數(shù)Table 1 Creep activation energies and stress exponents of alloy treated by different technics during the steady state creep

熱連軋Ti-6Al-4V合金在橫截面的SEM形貌照片如圖3a所示,照片中暗色區(qū)域為合金中的α相,白色類線條狀組織為 β相,可以看出,合金以 α相為主,且沿流變方向呈條狀分布,白色線狀 β相沿 α相界連續(xù)分布,大部分 β相呈連續(xù)類條形螺旋狀均勻分布在合金中。經 480℃時效 150h后,合金橫截面的SEM形貌照片如圖3b所示,可以看出,與熱連軋合金相比,該合金中的 α相、β相形貌相近,尺寸相同,但原沿 α相界連續(xù)分布的類線狀 β相已經熔斷,成為不連續(xù)的類線狀 β相,并有粒狀 β相在 α相內析出。當熱連軋合金經 940℃亞溫固溶,并在480℃保溫 24h進行時效處理后,其組織形貌如圖3c所示。由于固溶溫度低于 β相轉變點,在固溶處理期間,合金中大部分 α相轉變?yōu)?β相,但仍有部分 α相得以保留。經快速冷卻后,高溫的 β相成為富 Al的過飽和固溶體,并在固溶體中有針狀相析出,經時效處理后,針狀析出物數(shù)量增多,其形貌示于圖 3c中的灰色區(qū)域,該灰色區(qū)域即為“網(wǎng)籃”組織,其尺寸約為 15～20μm,在“網(wǎng)籃”組織中存在針狀馬氏體,在圖 3c中的暗色區(qū)域為固溶處理后仍保留的 α相?？梢钥闯?合金經亞溫固溶 +時效處理后,其組織結構由“網(wǎng)籃”和等軸 α相組成,其 β相存在于等軸或條狀 α相之間。經亞溫固溶 +時效處理后,使初始的 α相呈等軸狀分布,并使部分 α相出現(xiàn)粗化及球化特征。對不同工藝處理合金進行SEM/EDS成分分析表明,元素Ti和Al均勻分布在α相和β相中,且α相中不含元素V,而在β相中富含元素V,表明：元素V是 β相強化元素,其“網(wǎng)籃”組織中有較高體積分數(shù)的 β相是使合金具有較好蠕變抗力的主要原因。

不同處理工藝Ti-6Al-4V合金的TEM形貌照片如圖4所示,合金沿軋制方向縱斷面的 TEM形貌示于圖 4a,圖中暗色的條狀區(qū)域為 α相,條狀 α相兩側的白色線狀為 β相,并在條狀 α相內存在高密度位錯。合金經長期時效后,有粒狀 β相在 α相內彌散析出,如圖 4b所示,在 α相界存在的β相如圖中箭頭所示。熱連軋合金經亞溫固溶及時效處理后,形成的“網(wǎng)籃”組織如圖 3c所示,其“網(wǎng)籃”組織的TEM形貌如圖 4c所示,可以看出,在“網(wǎng)籃”組織中存在針狀或片狀馬氏體。

圖3 不同處理工藝處理Ti-6Al-4V合金的組織形貌Fig.3 Microstructure of Ti-6Al-4V alloy treated by different technics under SEM (a)hot rolling; (b)long-term aging;(c)solution and aging

3.3 LTA合金在蠕變期間的組織演化

在400℃,575MPa條件下,長期時效態(tài)(LTA)合金蠕變不同時間的組織形貌示于圖 5,LTA合金蠕變30h后,應變量約為2%,并有高密度形變位錯存在于合金中,如圖5a所示;可以看出,合金基體中的位錯多以近直線方式存在,該形貌對應于合金的初始蠕變階段。隨蠕變進行,位錯數(shù)量增加,由于異號位錯相遇而消失,致使合金發(fā)生回復軟化現(xiàn)象。當因位錯密度增加導致形變硬化與動態(tài)回復軟化達到平衡時,合金的蠕變進入恒定應變速率的穩(wěn)態(tài)階段。穩(wěn)態(tài)蠕變期間,在熱激活的作用下,合金基體中的高密度位錯發(fā)生束集,并進一步發(fā)生再結晶而形成亞晶結構,蠕變 150h后形成的亞晶形貌如圖 5b所示,可以看出,形成亞晶的尺寸約為2μm,亞晶中有粒狀相析出如圖中箭頭所示,并在亞晶的邊界呈現(xiàn)等傾條紋特征;在亞晶的下部為β相,如圖 5b中標注所示,且在 β相中位錯密度較小。合金蠕變230h斷裂后的形貌示于圖 5c,可以看出,合金中亞晶的尺寸進一步減小至約為 1μm,且在亞晶中仍存在高密度位錯。由此,可以推斷,LTA合金在蠕變期間發(fā)生動態(tài)再結晶后,隨應變量的增加,亞晶的尺寸可進一步減小,并在其中繼續(xù)發(fā)生位錯的滑移。

圖4 不同處理工藝Ti-6Al-4V合金的組織形貌Fig.4 Morphology of Ti-6Al-4V alloy treated by different technics under TEM (a)hot rolling;(b)after hot rolling alloy treated by long term aging;(c)needle-likemartensite in the network basket structure of two-states alloy

圖5 LTA合金蠕變不同時間的微觀組織形貌;Fig.5 Microstructure of LTA alloy crep t for different times (a)crept for 30h (b)crept for 150h;(c)finer sub-grain formed after recrystallization

3.4 SSA合金在蠕變期間的組織演化與變形機制

亞溫固溶+時效態(tài)(SSA)合金的組織結構由“網(wǎng)籃”組織和等軸 α相組成。在蠕變初期,“網(wǎng)籃”組織的形變量較小,合金的形變主要發(fā)生在等軸 α相中,故使其內具有較高的位錯密度,其形貌與圖5a相似。

圖6 SSA合金蠕變后期的微觀組織形貌;Fig.6 Microstructure of SSA alloy creptup to fracture (a)recrystallization occurred inαphase; (b)dislocations shearing at the sub-grain boundary

蠕變后期,由于應變量較大,在合金中產生高密度位錯。在熱激活的作用下,高密度位錯發(fā)生束集,并致使合金發(fā)生動態(tài)再結晶,再結晶后的晶粒尺寸約為2～4μm,其形貌如圖 6a所示。照片中的白色區(qū)域為再結晶后的 α相,暗色區(qū)域為再結晶后的“網(wǎng)籃”組織?？梢钥闯?與原始組織(圖3c)相比,再結晶后的晶粒尺寸明顯減小,其中白色的 α相形狀規(guī)則,而“網(wǎng)籃”組織呈現(xiàn)非規(guī)則形貌,在“網(wǎng)籃”組織中存在較多的針狀相,且其內位錯數(shù)量較少。在合金的局部區(qū)域,有直線位錯剪切穿過亞晶界,形貌如圖 6b所示。對形成這種位錯組態(tài)的分析認為：隨蠕變的進行,在亞晶中繼續(xù)發(fā)生位錯的滑移,當滑移的直線位錯與亞晶界垂直時,具有最大剪切應力,故可使激活的直線位錯剪切亞晶界,形成如圖 6b所示的位錯組態(tài)。位錯剪切亞晶界后,使晶界區(qū)域的等傾條紋發(fā)生扭折,如圖 6b中箭頭所示,并使切入位錯兩側的等傾條紋相互錯開。

在400℃,575MPa條件下,亞溫固溶 +時效態(tài)Ti-6Al-4V合金蠕變548h斷裂后的位錯組態(tài),如圖7所示,合金中大部分位錯呈波浪狀形貌,其波浪狀位錯的弓出方向為000(2取向,如圖 7a中箭頭所示?？梢钥闯?在衍射條件下,波浪狀位錯顯示襯度,如圖7(a)和(b)所示,而在→g=作條件下,波浪狀位錯消失襯度,如圖 7 (c)所示。由此可以確定,該波浪狀位錯是Burgers矢量為b=(1/3)[0111]的＜a+c＞位錯,并在面滑移。

圖6 SSA合金在蠕變期間的位錯組態(tài)Fig.6 Dislocation configuration of SSA alloy during creep

4 討論

由圖 1和圖 2可知,處理工藝及組織結構對合金的蠕變性能有明顯影響,熱連軋態(tài)合金的組織結構是 α相沿流變方向呈類條狀分布,其 β相沿條帶狀 α相的邊界呈網(wǎng)狀分布。隨蠕變進行,合金的 α相中發(fā)生類直線位錯的多取向滑移,如圖 5a所示,表明,該α相的蠕變抗力較低,易于發(fā)生位錯的滑移。由于熱連軋合金中有較高體積分數(shù)的類條狀 α相,故致使該合金具有較高的應變速率和較短的蠕變壽命。

熱連軋合金經480℃,150h長期時效后,在α相中析出較多粒狀 β相,可提高合金的蠕變抗力,延長合金的蠕變壽命,如圖 1所示。其合金在蠕變期間發(fā)生位錯束集,并進一步發(fā)生再結晶形成亞晶及亞晶內的位錯滑移是該合金在蠕變期間的變形機制。

經亞溫固溶 +時效處理后,合金得到“網(wǎng)籃”和等軸 α相的混合組織,且在“網(wǎng)籃”組織中存在大量針狀馬氏體[12],其中,“網(wǎng)籃”組織的體積分數(shù)遠大于等軸 α相。隨蠕變進行,在合金的“網(wǎng)籃”組織中僅有少量位錯存在,如圖 4c所示,表明“網(wǎng)籃”組織具有較高的蠕變抗力。如果認為,合金在蠕變期間的應變完全來自于 α相的貢獻,則亞溫固溶 +時效處理合金中有較小體積分數(shù)的 α相,故導致該合金具有較小的應變及較低的應變速率。

分析認為,在恒定載荷的蠕變期間,當 α相的強度較低,位錯運動的阻力較小時,易于發(fā)生直線位錯的多取向滑移;當合金中α相的固溶強化程度較高時,過飽和的溶質原子可有效阻礙位錯運動,并使運動位錯呈現(xiàn)彎曲特征,如圖 7所示。而蠕變期間的形貌觀察表明,等溫鍛造和長期時效態(tài)合金中 α相的變形機制是類直線的＜a＞位錯和＜a+c＞位錯在 HCP結構的柱面和錐面發(fā)生雙取向滑移[13];而SSA合金中α相在蠕變期間的位錯組態(tài)僅是“波浪狀”的＜a+c＞位錯在HCP結構的錐面滑移,如圖 7所示。由此可推論,熱連軋及長期時效態(tài)合金中 α相的蠕變抗力較低,且易開動的滑移系較多,因而這兩類合金具有較高的應變速率和較短的蠕變壽命;而SSA合金中α相具有較高的蠕變抗力,易開動的滑移系較少,并使蠕變位錯具有“波浪狀”特征,因此,該合金具有較低的應變速率和較長的蠕變壽命。

經亞溫固溶 +時效處理后,合金中形成較高體積分數(shù)的“網(wǎng)籃”組織,較少體積分數(shù)的等軸 α相,其中,“網(wǎng)籃”組織中彌散分布的針狀相,具有較高的蠕變抗力。合金在蠕變期間的應變及位錯滑移主要發(fā)生在等軸 α相中,如圖 6b所示,隨蠕變進行,α相中的高密度位錯發(fā)生束集,導致合金發(fā)生動態(tài)再結晶,細化 α相的晶粒尺寸,如圖 6a所示,該細小晶粒即可改善合金的韌性,又可提高合金的蠕變抗力。因而,經亞溫固溶 +時效處理得到的“網(wǎng)籃”和 α相的混合組織,是使合金具有較長蠕變壽命和較好塑性的主要原因。

5 結論

1.經亞溫固溶+時效處理,Ti-6Al-4V合金的組織結構由高固溶度的等軸 α相和高體積分數(shù)的“網(wǎng)籃”組織組成,其中“網(wǎng)籃”組織中彌散分布針狀和片狀馬氏體相。

2.在400℃,575MPa條件下,熱連軋態(tài)合金有較短的蠕變壽命,經長期時效后,合金的蠕變壽命提高到230h,經亞溫固溶 +時效處理后,合金的蠕變壽命進一步提高到548h。其中,LTA合金的蠕變機制是位錯在 α相中滑移,及發(fā)生高密度位錯的束集和動態(tài)再結晶;而SSA合金中等軸α相的固溶強化程度提高,使其蠕變期間僅發(fā)生波浪狀＜a+c＞位錯在錐面滑移。

3.亞溫固溶 +時效處理可有效提高蠕變抗力的原因是合金中形成了具有較高蠕變抗力的“網(wǎng)籃“組織;隨蠕變進行,合金 α相中發(fā)生高密度位錯的束集及動態(tài)再結晶可細化晶粒;其中形成的“網(wǎng)籃”和細小 α相混合組織,是使合金具有較長蠕變壽命的主要原因。

[1]錢九紅.航空航天用新型鈦合金的研究發(fā)展及應用[J].稀有金屬,2000,24(3),218-220.

[2]周廉,鄧炬.輕金屬材料的發(fā)展 [J].金屬學報,2000, 22(9),12-16

[3]郭鴻鎮(zhèn).TC11鈦合金葉片組織和性能控制 [J].航空學報,1997,18(2),189-195

[4]ZHU Yun-tian.Creep features andmechanisms of u ltrafine grain TI-6Al-4V alloy p roduced by severe plastic deformation[J],Institute of Strength Physics and Material Science,14(4),447-452(2006)

[5]PEREZ E A C,REISD A P.Creep behavior of Ti-6Al-4V and a comparison with titanium matrix composites[J], Materials Science and Engineering(A),(2006)428(5), 319-326

[6]BOURGEOIS M.Creep Mechanisms of Ti-6246 Alloy at 773K[J],Science and Technology,(1995)24(5),1083 -1090.

[7]EVANS RW,HULL R J.Creep of IMI834,Titanium'95：science and technology[C].The Cambridge University Press,(1995)1058-1064

[8]SHANG Shun-li,SHEN Jian-yun,WANG Xi-zhe.Transformation textures in anα+βTitanium alloy thin laths [J].Materials Science and Engineering(A),2002,326, 259-262.

[9]張英明,韓明臣,舒瀅.低成本鈦合金制備技術研究進展[J].稀有金屬快報,2007,26(7),7-11.

[10]CHEN JZ,FRAY D J,FARTHINGTW.Direct Electrochemical Reduction of Titanium Dioxide to Titanium in Molten Ch loride[J].Nature,407,361-364(2000)

[11]BARBOZA M JR,C.MOURA NETO C,SLIVA R M. Creep mechanisms and physical modeling for Ti-6Al-4V [J].Materials Science and Engineering(A),369,201-209(2004)

[12]張廷杰,鈦合金相變的電子顯微鏡研究(Ⅲ)——鈦合金中的馬氏體相變 [J],稀有金屬材料與工程, (1989)18(4),71-77

[13]TIAN Su-gui,BAO Xian-yu,Influences of Heat Treatment on Microstructure and Creep Properties of Ti-6Al-4V Alloy[J].Mater Sci Forum,in p rinting.