準(zhǔn)β鍛造和β熱處理對(duì)TC11組織和斷裂韌性的影響

左承坤,任 勇,王 濤,楊 楠

(西部超導(dǎo)材料科技股份有限公司,陜西 西安 710018)

TC11鈦合金是α+β兩相熱強(qiáng)鈦合金[1],名義成分為T(mén)i-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si,是一種典型的高鋁當(dāng)量馬氏體型鈦合金,最高工作溫度為500 ℃,因其具有高比強(qiáng)度和良好耐高溫性能等優(yōu)點(diǎn)被廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域[2]。近年來(lái),隨著航空航天領(lǐng)域?qū)C11鈦合金損傷容限性能要求的提升,國(guó)內(nèi)外均開(kāi)展了一系列相關(guān)研究。目前對(duì)于以高抗疲勞裂紋擴(kuò)展能力和斷裂韌性為目標(biāo)的顯微組織,主要是通過(guò)高溫鍛造及β熱處理等方式實(shí)現(xiàn)。朱知壽等[3]提出的準(zhǔn)β鍛造,在坯料相變點(diǎn)溫度以下預(yù)熱,然后隨爐升溫至(Tβ-10)～(Tβ+20) ℃加熱后鍛造,鍛后迅速水冷或空冷,該鍛造方法為高強(qiáng)韌、長(zhǎng)壽命和損傷容限設(shè)計(jì)的飛機(jī)結(jié)構(gòu)件的應(yīng)用提供了實(shí)踐基礎(chǔ)。李曉芹[4]研究了不同工藝參數(shù)對(duì)TC11鈦合金β鍛造的組織和性能的影響,結(jié)果表明在β鍛造中采用大變形量、鍛后水冷及轉(zhuǎn)爐等溫處理,可以獲得良好的塑韌性能。曾衛(wèi)東等[5]研究了β鍛造變形后冷卻速率對(duì)于顯微組織和力學(xué)性能的影響,發(fā)現(xiàn)鍛造后快速冷卻可在保留塑性的前提下提升材料強(qiáng)度。

本文研究了準(zhǔn)β鍛造和β熱處理對(duì)TC11鈦合金的顯微組織和斷裂韌性的影響,并對(duì)斷裂韌性試樣的裂紋擴(kuò)展進(jìn)行機(jī)理分析,研究結(jié)果將為該合金的β加工工藝提供一定的理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料為西部超導(dǎo)材料科技股份有限公司提供的規(guī)格φ300 mm的TC11鈦合金棒材。采用金相法測(cè)得鑄錠的(α+β/β)相變點(diǎn)為1015～1020 ℃,棒材的鍛態(tài)(R態(tài))組織如圖1所示,為典型的等軸組織。為研究準(zhǔn)β鍛造和β熱處理對(duì)TC11鈦合金組織和斷裂韌性的影響,在棒材上切取1段試樣后進(jìn)行準(zhǔn)β鍛造,鍛造變形量為60%,成品規(guī)格與原棒材保持一致,繼準(zhǔn)β鍛造后進(jìn)行β整體熱處理,鍛造與熱處理工藝見(jiàn)圖2(a);此外,在原棒材上切取同規(guī)格試樣進(jìn)行β整體熱處理,熱處理工藝見(jiàn)圖2(b)。

圖1 TC11鈦合金棒材鍛態(tài)組織Fig.1 Forged microstructure of TC11 titanium alloy rod

(a)準(zhǔn)β鍛造+β熱處理;(b)β熱處理

經(jīng)過(guò)上述工藝熱處理后,在TC11鈦合金棒材上分別切取金相、拉伸和斷裂韌性試樣。金相試樣為10 mm×10 mm小方塊,經(jīng)金相制備后使用V(HF):V(HNO3):V(H2O)=1:3:7的腐蝕劑進(jìn)行腐蝕,采用OLYMPUS PMG3金相顯微鏡觀察試樣的顯微組織。拉伸試樣根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)GB/T 228—2002《金屬室溫拉伸試驗(yàn)方法》加工成長(zhǎng)度為50 mm的標(biāo)準(zhǔn)試樣,采用SUN20電子萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫力學(xué)性能測(cè)試,并采用JSM-6390A型掃描電鏡對(duì)試樣拉伸斷口形貌進(jìn)行觀察。斷裂韌性試樣根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)GB/T 4161—2007加工成25 mm厚的標(biāo)準(zhǔn)試樣,待檢測(cè)完成后采用SUPRATM55型掃描電子顯微鏡進(jìn)行裂紋擴(kuò)展路徑觀察和分析。

2 結(jié)果與討論

2.1 顯微組織特征

圖3為T(mén)C11鈦合金經(jīng)準(zhǔn)β鍛造后的R態(tài)高倍組織。由圖3(a)和3(b)可知,經(jīng)準(zhǔn)β鍛造后,β晶粒產(chǎn)生明顯變形,局部出現(xiàn)拉長(zhǎng)的β晶粒,且晶界呈現(xiàn)曲折特征,未發(fā)現(xiàn)平直的晶界。由圖3(c)～3(f)可知,β晶粒內(nèi)部為細(xì)片狀α相交叉的網(wǎng)籃組織特征[6],局部片狀α相取向并未完全“混亂”,呈現(xiàn)“網(wǎng)籃束”相互交錯(cuò)的組織特征。晶界α相在變形作用下不是連貫的α相,且局部位置呈現(xiàn)等軸化特征,這表明一定程度的準(zhǔn)β鍛造可以在保留細(xì)長(zhǎng)的次生α相的同時(shí)破碎晶界α相,由于晶界α相對(duì)強(qiáng)塑性具有不利作用,因此準(zhǔn)β鍛造對(duì)于TC11鈦合金的強(qiáng)塑性提升有較為積極的作用。晶界α相優(yōu)先于晶內(nèi)α相率先等軸化則主要是由于晶界能量較高,為α相的再結(jié)晶和等軸化提供了驅(qū)動(dòng)力。

圖3 TC11鈦合金準(zhǔn)β鍛造后顯微組織Fig.3 Microstructure of TC11 titanium alloy after quasi-beta forging

圖4為準(zhǔn)β鍛造TC11鈦合金試樣進(jìn)行β熱處理后的顯微組織。由圖4(a)和4(b)可知,經(jīng)β熱處理后,TC11鈦合金β晶粒進(jìn)行了充分的再結(jié)晶,曲折的晶界變成較為平直的晶界,已無(wú)明顯的變形組織特征。圖4(c)和4(d)表明經(jīng)過(guò)β熱處理后晶內(nèi)次生α相的混亂破碎程度增加,網(wǎng)籃特征愈加明顯,同時(shí)次生α相的長(zhǎng)寬比相較于鍛態(tài)組織有所減小。這主要與β熱處理后的兩相區(qū)固溶有關(guān),細(xì)長(zhǎng)的次生片狀α相在兩相區(qū)加熱過(guò)程中由于界面能的原因有趨向于等軸化的傾向,界面能降低驅(qū)動(dòng)了次生α相的長(zhǎng)寬比減小[7]。圖5為兩相態(tài)TC11鈦合金直接β熱處理后的顯微組織。不同于準(zhǔn)β鍛造后的顯微組織,TC11鈦合金兩相態(tài)組織經(jīng)β熱處理后為典型的魏氏組織,晶界平直,晶界α相完整連貫,寬度約為2～3 μm,經(jīng)后續(xù)兩相區(qū)固溶時(shí)效后,晶內(nèi)局部次生α相長(zhǎng)寬比減小[8]。

圖4 TC11鈦合金準(zhǔn)β鍛造與β熱處理后的顯微組織Fig.4 Microstructure of TC11 titanium alloy after quasi-beta forging and β heat treatment

圖5 TC11鈦合金兩相態(tài)β熱處理后的顯微組織Fig.5 Microstructure of TC11 titanium alloy in two phases state after β heat treatment

2.2 兩種狀態(tài)下斷裂韌性和拉伸性能的對(duì)比分析

圖6為準(zhǔn)β鍛造+β熱處理及兩相態(tài)直接β熱處理后TC11鈦合金的室溫拉伸性能及斷裂韌性圖。由圖6可知,經(jīng)準(zhǔn)β鍛造+β熱處理后試樣的室溫拉伸延伸率相較于直接β熱處理提升了約50%,斷面收縮率提高了約20%,斷裂韌性提高了約20%,強(qiáng)度提高了約20 MPa,可見(jiàn)準(zhǔn)β鍛造對(duì)于TC11鈦合金的塑性及韌性的提升效果明顯。準(zhǔn)β鍛造對(duì)室溫塑韌性具有顯著改善作用,一方面是由于經(jīng)過(guò)兩相態(tài)直接β熱處理后同一束集中粗大的層片狀α相具有相同的慣析面[9],導(dǎo)致位錯(cuò)在穿過(guò)平行的片狀α相時(shí)阻力較小,易出現(xiàn)粗滑移帶和微區(qū)變形不均勻的現(xiàn)象,易產(chǎn)生嚴(yán)重的位錯(cuò)塞積,加快空洞的形成和發(fā)展,導(dǎo)致試樣過(guò)早斷裂,因此塑性低[10]。而準(zhǔn)β鍛造一定程度上破碎了粗大層片狀α相且促使α相交叉分布,減小了位錯(cuò)滑移平均自由程[11],增大了位錯(cuò)的滑移阻力,提升了微區(qū)變形均勻性。另一方面準(zhǔn)β鍛造為后續(xù)的β熱處理累積了足夠的形變儲(chǔ)能,使得后續(xù)熱處理過(guò)程中β相和α相充分再結(jié)晶細(xì)化。由圖8可知,β晶粒內(nèi)部有大量取向差異明顯的束集,使得塑性變形過(guò)程中的變形協(xié)調(diào)性明顯提升,從而顯著提升室溫拉伸塑性[12]。

圖6 兩種狀態(tài)下TC11鈦合金拉伸性能及斷裂韌性Fig.6 Tensile properties and fracture toughness of TC11 titanium alloy in two states

2.3 兩種狀態(tài)下斷裂韌性試樣裂紋擴(kuò)展路徑顯微組織和EBSD分析

圖7為兩種狀態(tài)下斷裂韌性試樣裂紋擴(kuò)展路徑的顯微組織。圖7(a)和7(b)為準(zhǔn)β鍛造+β熱處理試樣,圖7(c)和7(d)為兩相態(tài)β熱處理試樣。由圖7(a)和7(b)可知,準(zhǔn)β鍛造+β熱處理后KIC試樣裂紋擴(kuò)展過(guò)程中產(chǎn)生了較多的主裂紋分叉,裂紋分叉主要穿過(guò)混亂交叉的次生α相,未觀察到β晶粒引起的在更大尺度上的裂紋擴(kuò)展曲折路徑,表明準(zhǔn)β鍛造+β熱處理后KIC試樣主要通過(guò)雜亂的次生片狀α相延緩裂紋的擴(kuò)展。由圖7(c)和7(d)可知,兩相態(tài)經(jīng)β熱處理后KIC試樣裂紋擴(kuò)展中晶界起到了重要作用,裂紋擴(kuò)展至A處沿著晶界產(chǎn)生了一個(gè)主裂紋分叉,見(jiàn)圖7(c),A處裂紋分叉沿著晶界平直擴(kuò)展至圖7(d)的三叉晶界B處,晶界處存在連貫平直的晶界α相。因此,該過(guò)程抵抗裂紋擴(kuò)展阻力不足,擴(kuò)展至三叉晶界B處時(shí)裂紋沿著利于擴(kuò)展的取向進(jìn)行偏轉(zhuǎn),沿著另一晶界進(jìn)行裂紋擴(kuò)展。雖然β晶粒晶界導(dǎo)致的裂紋擴(kuò)展路徑起伏更大,但此過(guò)程中晶內(nèi)片狀α相對(duì)于裂紋擴(kuò)展的阻力作用有限,導(dǎo)致β熱處理后的斷裂韌性試樣的KIC值低于準(zhǔn)β鍛造+β熱處理后的KIC值。

(a,b) 準(zhǔn)β鍛造+β熱處理;(c,d) β熱處理

為進(jìn)一步證明兩種狀態(tài)下的斷裂韌性試樣在裂紋擴(kuò)展過(guò)程中的差異,有必要對(duì)兩種試樣的裂紋路徑進(jìn)行EBSD對(duì)比分析。由圖8可知,準(zhǔn)β鍛造+β熱處理和兩相態(tài)β熱處理后斷裂韌性試樣的裂紋擴(kuò)展路徑均比較曲折,結(jié)合IPF取向圖發(fā)現(xiàn)準(zhǔn)β鍛造+β熱處理后試樣裂紋端β晶粒內(nèi)部存在較多取向差異較大的條帶狀束集,由于取向差異較大,裂紋擴(kuò)展穿過(guò)這些束集時(shí)阻力較大。結(jié)合圖8(c)局部取向差分布圖,可見(jiàn)裂紋擴(kuò)展路徑周邊局部取向差較大,這些取向差異較大的束集會(huì)協(xié)同抵抗裂紋擴(kuò)展。兩相態(tài)β熱處理后斷裂韌性試樣裂紋擴(kuò)展路徑主要沿β晶粒的晶界擴(kuò)展,具有一定沿晶擴(kuò)展的特征,結(jié)合圖8(d)β晶粒內(nèi)部局部取向差分布圖,發(fā)現(xiàn)兩相態(tài)β熱處理后斷裂韌性試樣主要在裂紋擴(kuò)展路徑的晶界處和少數(shù)的大層片束集邊界處存在較大的取向差,在β晶粒內(nèi)部取向差明顯低于準(zhǔn)β鍛造+β熱處理試樣。可見(jiàn)兩種狀態(tài)下斷裂韌性試樣在裂紋擴(kuò)展過(guò)程中阻礙裂紋擴(kuò)展的阻力來(lái)源存在較大差異。

(a) 準(zhǔn)β鍛造+β熱處理,反極圖;(b)β熱處理,反極圖;(c) 準(zhǔn)β鍛造+β熱處理,局部取向差圖;(d)β熱處理,局部取向差圖

3 結(jié)論

1)TC11鈦合金經(jīng)準(zhǔn)β鍛造后β晶粒內(nèi)具有網(wǎng)籃組織特征,晶界α相在變形驅(qū)動(dòng)作用下有等軸化趨勢(shì),經(jīng)β熱處理后β晶粒完全再結(jié)晶,晶內(nèi)次生α相長(zhǎng)寬比減小,網(wǎng)籃交織程度增強(qiáng);兩相態(tài)TC11鈦合金直接進(jìn)行β熱處理后為典型魏氏組織。

2)TC11鈦合金經(jīng)準(zhǔn)β鍛造+β熱處理后斷裂韌性較魏氏組織明顯提升,延伸率提升約50%,斷面收縮率提升約20%。

3)TC11鈦合金經(jīng)準(zhǔn)β鍛造+β熱處理后與魏氏組織斷裂韌性試樣的裂紋擴(kuò)展阻力來(lái)源存在差異,且前者更優(yōu)。原因主要在于準(zhǔn)β鍛造改變了層片狀α相的析出形態(tài),形成了取向差異化明顯的束集,抵抗裂紋擴(kuò)展的組織協(xié)調(diào)性更佳,從而斷裂韌性更強(qiáng);而魏氏組織試樣主要以晶界和大片次生α相增加裂紋擴(kuò)展曲折性。