尚 進(jìn),張 博,古 巖,楊延格,王金龍

(1.中國航發(fā)商用航空發(fā)動(dòng)機(jī)有限責(zé)任公司,上海 200240;2.中國電子產(chǎn)品可靠性與環(huán)境試驗(yàn)研究院,廣州 511370;3.中國航發(fā)沈陽黎明航空發(fā)動(dòng)機(jī)有限責(zé)任公司,沈陽 110043;4.中國科學(xué)院金屬研究所, 沈陽 110016;5.沈陽材料科學(xué)國家研究中心東北大學(xué)聯(lián)合研究分部,沈陽 110819)

0 引 言

高壓壓氣機(jī)作為民用客機(jī)的動(dòng)力心臟,其葉片材料的選用和開發(fā)受到國內(nèi)外研究機(jī)構(gòu)的廣泛關(guān)注。鈦合金因具有強(qiáng)度高、耐腐蝕性好、抗氧化性優(yōu)良等特點(diǎn),自20世紀(jì)50年代起,已成為民用客機(jī)壓氣機(jī)的重要核心發(fā)展材料之一[1]。根據(jù)寬體客機(jī)高壓壓氣機(jī)前四級(jí)盤件的工況、紅線溫度及應(yīng)力分布特點(diǎn),通常選取Ti17合金作為整體葉盤材料,以保證支撐大尺寸盤件所需高強(qiáng)度、低保載疲勞敏感性及良好斷裂韌性的服役性能,其中的保載疲勞是指材料經(jīng)過升載-保載-卸載作用的疲勞。然而,由于壓氣機(jī)的服役條件苛刻,級(jí)間鼓筒材料需要具有更優(yōu)異的高溫力學(xué)性能,Ti17合金已經(jīng)無法滿足材料選型需求。Ti6242近α型鈦合金因具有網(wǎng)籃組織而具有優(yōu)異的高溫拉伸性能、斷裂韌性和抗蠕變能力,且與Ti17合金相比,其保載疲勞敏感性較低,抗蠕變性能較好,近年來已經(jīng)成為壓氣機(jī)選型中的熱點(diǎn)材料[2-4]。

Ti6242合金在200 ℃以下具有明顯的保載效應(yīng),與傳統(tǒng)循環(huán)模式相比,隨著溫度的升高,保載模式下疲勞壽命降低的速率逐漸減小[5-12]。為了獲取優(yōu)異的綜合力學(xué)性能,Ti6242合金宜選用α+β鍛造/高溫固溶時(shí)效處理。近α型鈦合金和部分雙相鈦合金普遍存在冷蠕變現(xiàn)象,即在室溫下,在低于材料屈服強(qiáng)度的載荷持續(xù)作用下產(chǎn)生應(yīng)變積累。鈦合金的顯微組織對(duì)保載疲勞效應(yīng)具有顯著的影響:對(duì)于雙相組織或等軸晶組織,保載效應(yīng)隨著初生α相體積分?jǐn)?shù)的增加而增大;晶界處拉長的初生α相組織由于存在明顯的局部晶粒集中取向(微織構(gòu)),更易于形成應(yīng)力重分配機(jī)制,造成裂紋較早萌生,因此相比等軸晶組織具有更高的保載疲勞敏感性;相比于雙相組織,采用β相鍛造加工工藝獲得的魏氏和網(wǎng)籃組織合金具有明顯較低的保載疲勞敏感性[4]。

考慮到Ti6242合金β穩(wěn)定元素鉬的含量較高,高溫蠕變穩(wěn)定性較差,為了提高其蠕變性能,選擇用β相鍛造加工工藝得到網(wǎng)籃組織。β相鍛造工藝在降低鈦合金變形抗力、改善成形性、提高合金損傷容限性能等方面有明顯優(yōu)勢。理論上,與α+β相鍛造工藝制備的Ti6242合金相比,由β相鍛造工藝制備的具有網(wǎng)籃組織的Ti6242合金應(yīng)具有更低的保載疲勞敏感性,但是鈦合金在β相鍛造加工后極易出現(xiàn)會(huì)提高保載疲勞敏感性的羽毛狀α相[12-16],而目前相關(guān)的顯微組織與保載疲勞性能方面的研究報(bào)道較少。鑒于此,作者對(duì)Ti6242鈦合金進(jìn)行不同固溶溫度下的β相鍛造加工,研究了合金的顯微組織、拉伸性能以及低周和保載疲勞性能,以期為Ti6242鈦合金鍛造工藝的制定提供試驗(yàn)參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為我國自主研制的Ti6242近α型鈦合金,其化學(xué)成分為Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%),α→β相變溫度區(qū)間為1 015～1 020 ℃。采用不同固溶溫度下的β相鍛造工藝對(duì)Ti6242合金進(jìn)行加工,得到盤形鍛件,具體工藝為在1 015 ℃下保溫40 min后進(jìn)行鍛造,然后在960,980 ℃固溶1 h,固溶處理后均爐冷至700 ℃進(jìn)行時(shí)效處理,保溫時(shí)間為2 h,最后空冷至室溫。

在不同工藝處理后的鍛件上截取金相試樣,經(jīng)砂紙逐級(jí)磨拋,用體積分?jǐn)?shù)5% HF+10% HNO3溶液腐蝕后,采用DMI 500型光學(xué)顯微鏡(OM)觀察顯微組織。沿鍛件弦向取拉伸試樣和疲勞試樣,2種試樣的形狀和尺寸相同,具體如圖1所示,工作段采用等截面形式。按照HB 5143—1996,采用Instron-4507型萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn),拉伸速度為0.5 mm·min-1。按照GB/T 15248—2008,在Instron 8801型疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行應(yīng)力控制模式的室溫低周疲勞試驗(yàn)和保載疲勞試驗(yàn),測試時(shí)峰值應(yīng)力選用95%的屈服應(yīng)力。低周疲勞試驗(yàn)的加載波形采用三角形波,加載頻率為1 Hz,應(yīng)力比為0.1;保載疲勞試驗(yàn)的加載波形采用梯形波,保載時(shí)間為2 min,升降載荷時(shí)間均為1 s,加載頻率為1 Hz,應(yīng)力比為0.1。采用Inspect F50型掃描電鏡(SEM)對(duì)疲勞斷口形貌進(jìn)行觀察。

圖1 拉伸與疲勞試樣的尺寸Fig.1 Size of tensile and fatigue specimen

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織和拉伸性能

由圖2可見:不同固溶溫度下β相鍛造加工后Ti6242合金的顯微組織比較相似,均由網(wǎng)籃組織、晶內(nèi)α相片層組織和羽毛狀α相集束組織組成,組織中均無明顯晶界α相,晶粒尺寸及α相尺寸接近;960 ℃固溶溫度下羽毛狀α相集束組織較多。

圖2 不同固溶溫度下β相鍛造加工后Ti6242合金的顯微組織Fig.2 Microstructures of Ti6242 alloy after treatment by β phase forging at different solution temperatures: (a, c) at low magnification and (b, d) at high magnification

由表1可見,與960 ℃固溶溫度下β相鍛造加工后的合金相比,980 ℃固溶溫度下合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度較高,但是斷后伸長率略低。這表明2種固溶溫度下的β相鍛造加工工藝對(duì)Ti6242合金的室溫拉伸性能產(chǎn)生了一定的影響,鈦合金的拉伸性能與其顯微組織中α、β相的形態(tài)以及尺寸有直接的關(guān)系[17]。

表1 不同固溶溫度下β相鍛造加工后Ti6242合金的室溫拉伸性能Table 1 Tensile properties at room temperature of Ti6242 alloy after treatment by β phase forging at different solution temperatures

2.2 疲勞性能及斷口形貌

保載疲勞敏感系數(shù)的計(jì)算公式為

(1)

式中:b為保載疲勞敏感系數(shù);N1為低周疲勞壽命;N2為保載疲勞壽命。

由表2可見:980 ℃固溶溫度下Ti6242合金的低周疲勞壽命明顯低于960 ℃固溶溫度下,但保載疲勞壽命約為960 ℃固溶溫度下的1.3倍;不同固溶溫度下合金的保載疲勞壽命比低周疲勞壽命低很多;960 ℃固溶溫度下合金的保載疲勞敏感系數(shù)高于980 ℃固溶溫度。這主要是由于960 ℃固溶溫度下合金組織中存在較多的羽毛狀α相,而羽毛狀α相的存在會(huì)提高保載疲勞敏感系數(shù),同時(shí)980 ℃固溶溫度下合金的亞晶內(nèi)有大量不連續(xù)顆粒狀α相,可有效阻止裂紋的擴(kuò)展,降低保載疲勞敏感系數(shù)[5-8]。

由圖3可見,Ti6242合金的低周疲勞斷口均為典型的疲勞斷口,斷口附近均不存在明顯的塑性變形,僅在瞬時(shí)斷裂區(qū)附近有少量塑性變形。低周疲勞斷口由疲勞裂紋源區(qū)、疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)和瞬時(shí)斷裂區(qū)組成;與瞬時(shí)斷裂區(qū)相比,疲勞裂紋源區(qū)和疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)在整個(gè)斷口所占面積較小, 裂紋源區(qū)呈現(xiàn)準(zhǔn)解理特征,疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)有明顯的疲勞條帶。低周疲勞斷口的裂紋為表面起源,且為單一裂紋源,裂紋源區(qū)未見明顯冶金缺陷。在保載疲勞試樣整個(gè)平行段內(nèi)均可見明顯的塑性變形,與低周疲勞加載方式相比,保載疲勞加載在每個(gè)循環(huán)周次內(nèi)產(chǎn)生的塑性應(yīng)變累積明顯增加;根據(jù)疲勞損傷累積模型,疲勞失效是材料損傷累積的結(jié)果,單位循環(huán)周次內(nèi)產(chǎn)生的疲勞損傷越大,達(dá)到材料可承受的最大損傷循環(huán)周次越少,因此保載疲勞加載條件下的疲勞壽命顯著縮短。保載疲勞斷口表面均比較粗糙,且宏觀上沒有明顯的疲勞特征。

圖3 不同固溶溫度下β相鍛造加工后Ti6242合金的疲勞斷口宏觀形貌Fig.3 Fatigue fracture macromorphology of Ti6242 alloy treated by β phase forging at different solution temperatures: (a, c) low cycle fatigue fracture and (b, d) dwell fatigue fracture

由圖4可見:Ti6242合金低周疲勞斷口均呈現(xiàn)典型的疲勞斷口特征,即存在明顯的準(zhǔn)解理特征,疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)可見明顯疲勞條帶。剩余的瞬時(shí)斷裂區(qū)因承受的載荷更快地超過材料的承載能力,而迅速以一般拉伸的狀態(tài)發(fā)生斷裂失效,表現(xiàn)在斷口的特征上為較少的疲勞條帶特征和較大范圍內(nèi)的韌窩狀拉伸斷裂特征[18-19]。

圖4 不同固溶溫度下β相鍛造加工后Ti6242合金低周疲勞斷口SEM形貌Fig.4 Low cycle fatigue fracture SEM morphology of Ti6242 alloy treated by β phase forging at different solution temperatures: (a, c) at low magnification and (b, d) at high magnification

由圖5可知:Ti6242合金保載疲勞斷口中均未發(fā)現(xiàn)明顯的疲勞裂紋源區(qū),斷口由韌窩及少量疲勞條帶組成,反映出一種以蠕變特征為主、疲勞特征為輔的斷裂模式。保載疲勞斷口微觀形貌可反映出與α相片層相關(guān)的斷裂特征,在保載疲勞條件下,弱取向晶粒將應(yīng)力轉(zhuǎn)移到強(qiáng)取向晶粒,最終導(dǎo)致強(qiáng)取向晶粒優(yōu)先發(fā)生失效。這與Stroh的位錯(cuò)平面滑移模型是一致的[20-21],即弱取向晶粒處產(chǎn)生的位錯(cuò)沿著與加載應(yīng)力傾斜的滑移面滑移,并在相鄰晶粒的晶界處堆積;隨后在相鄰的強(qiáng)取向晶粒內(nèi)形成剪切應(yīng)力,導(dǎo)致滑移帶的產(chǎn)生;隨著變形的累積,在所加載的循環(huán)拉應(yīng)力和保持載荷的拉伸應(yīng)力共同作用下保載疲勞試樣發(fā)生斷裂[8-9, 20-21]。

圖5 不同固溶溫度下β相鍛造加工后Ti6242合金保載疲勞斷口SEM形貌Fig.5 Dwell fatigue fracture SEM morphology of Ti6242 alloy treated by β phase forging at different solution temperatures: (a, c) at high magnification and (b, d) at high magnification

3 結(jié) 論

(1) 不同固溶溫度下β相鍛造后Ti6242合金組織相似,均由網(wǎng)籃組織、晶內(nèi)α相片層組織和羽毛狀α相集束組織組成,960 ℃固溶溫度下的羽毛狀α相集束多于980 ℃固溶溫度下。

(2) 與960 ℃固溶溫度下β相鍛造后的Ti6242合金相比,980 ℃固溶溫度下β相鍛造后合金的強(qiáng)度較高,斷后伸長率略低,低周疲勞壽命明顯較低,保載疲勞敏感系數(shù)較低;980 ℃固溶溫度下保載疲勞壽命約為960 ℃固溶溫度下的1.3倍。

(3) 不同固溶溫度下β相鍛造后合金的低周疲勞斷口疲勞特征明顯,由疲勞裂紋源區(qū)、疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)和瞬時(shí)斷裂區(qū)組成;保載疲勞斷口未發(fā)現(xiàn)明顯的疲勞特征,由韌窩和疲勞條帶組成,呈現(xiàn)出一種以蠕變斷裂為主、疲勞斷裂為輔的斷裂模式。