準β鍛造和β熱處理對TC11組織和斷裂韌性的影響

左承坤,任 勇,王 濤,楊 楠

(西部超導材料科技股份有限公司,陜西 西安 710018)

TC11鈦合金是α+β兩相熱強鈦合金[1],名義成分為Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si,是一種典型的高鋁當量馬氏體型鈦合金,最高工作溫度為500 ℃,因其具有高比強度和良好耐高溫性能等優點被廣泛應用于航空航天領域[2]。近年來,隨著航空航天領域對TC11鈦合金損傷容限性能要求的提升,國內外均開展了一系列相關研究。目前對于以高抗疲勞裂紋擴展能力和斷裂韌性為目標的顯微組織,主要是通過高溫鍛造及β熱處理等方式實現。朱知壽等[3]提出的準β鍛造,在坯料相變點溫度以下預熱,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,該鍛造方法為高強韌、長壽命和損傷容限設計的飛機結構件的應用提供了實踐基礎。李曉芹[4]研究了不同工藝參數對TC11鈦合金β鍛造的組織和性能的影響,結果表明在β鍛造中采用大變形量、鍛后水冷及轉爐等溫處理,可以獲得良好的塑韌性能。曾衛東等[5]研究了β鍛造變形后冷卻速率對于顯微組織和力學性能的影響,發現鍛造后快速冷卻可在保留塑性的前提下提升材料強度。

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

1 實驗材料與方法

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

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

(a)準β鍛造+β熱處理;(b)β熱處理

經過上述工藝熱處理后,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,經金相制備后使用V(HF):V(HNO3):V(H2O)=1:3:7的腐蝕劑進行腐蝕,采用OLYMPUS PMG3金相顯微鏡觀察試樣的顯微組織。拉伸試樣根據標準GB/T 228—2002《金屬室溫拉伸試驗方法》加工成長度為50 mm的標準試樣,采用SUN20電子萬能拉伸試驗機進行室溫力學性能測試,并采用JSM-6390A型掃描電鏡對試樣拉伸斷口形貌進行觀察。斷裂韌性試樣根據標準GB/T 4161—2007加工成25 mm厚的標準試樣,待檢測完成后采用SUPRATM55型掃描電子顯微鏡進行裂紋擴展路徑觀察和分析。

2 結果與討論

2.1 顯微組織特征

圖3為TC11鈦合金經準β鍛造后的R態高倍組織。由圖3(a)和3(b)可知,經準β鍛造后,β晶粒產生明顯變形,局部出現拉長的β晶粒,且晶界呈現曲折特征,未發現平直的晶界。由圖3(c)～3(f)可知,β晶粒內部為細片狀α相交叉的網籃組織特征[6],局部片狀α相取向并未完全“混亂”,呈現“網籃束”相互交錯的組織特征。晶界α相在變形作用下不是連貫的α相,且局部位置呈現等軸化特征,這表明一定程度的準β鍛造可以在保留細長的次生α相的同時破碎晶界α相,由于晶界α相對強塑性具有不利作用,因此準β鍛造對于TC11鈦合金的強塑性提升有較為積極的作用。晶界α相優先于晶內α相率先等軸化則主要是由于晶界能量較高,為α相的再結晶和等軸化提供了驅動力。

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

圖4為準β鍛造TC11鈦合金試樣進行β熱處理后的顯微組織。由圖4(a)和4(b)可知,經β熱處理后,TC11鈦合金β晶粒進行了充分的再結晶,曲折的晶界變成較為平直的晶界,已無明顯的變形組織特征。圖4(c)和4(d)表明經過β熱處理后晶內次生α相的混亂破碎程度增加,網籃特征愈加明顯,同時次生α相的長寬比相較于鍛態組織有所減小。這主要與β熱處理后的兩相區固溶有關,細長的次生片狀α相在兩相區加熱過程中由于界面能的原因有趨向于等軸化的傾向,界面能降低驅動了次生α相的長寬比減小[7]。圖5為兩相態TC11鈦合金直接β熱處理后的顯微組織。不同于準β鍛造后的顯微組織,TC11鈦合金兩相態組織經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,經后續兩相區固溶時效后,晶內局部次生α相長寬比減小[8]。

圖4 TC11鈦合金準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 兩種狀態下斷裂韌性和拉伸性能的對比分析

圖6為準β鍛造+β熱處理及兩相態直接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,經準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%,強度提高了約20 MPa,可見準β鍛造對于TC11鈦合金的塑性及韌性的提升效果明顯。準β鍛造對室溫塑韌性具有顯著改善作用,一方面是由于經過兩相態直接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],導致位錯在穿過平行的片狀α相時阻力較小,易出現粗滑移帶和微區變形不均勻的現象,易產生嚴重的位錯塞積,加快空洞的形成和發展,導致試樣過早斷裂,因此塑性低[10]。而準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,減小了位錯滑移平均自由程[11],增大了位錯的滑移阻力,提升了微區變形均勻性。另一方面準β鍛造為后續的β熱處理累積了足夠的形變儲能,使得后續熱處理過程中β相和α相充分再結晶細化。由圖8可知,β晶粒內部有大量取向差異明顯的束集,使得塑性變形過程中的變形協調性明顯提升,從而顯著提升室溫拉伸塑性[12]。

圖6 兩種狀態下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 兩種狀態下斷裂韌性試樣裂紋擴展路徑顯微組織和EBSD分析

圖7為兩種狀態下斷裂韌性試樣裂紋擴展路徑的顯微組織。圖7(a)和7(b)為準β鍛造+β熱處理試樣,圖7(c)和7(d)為兩相態β熱處理試樣。由圖7(a)和7(b)可知,準β鍛造+β熱處理后KIC試樣裂紋擴展過程中產生了較多的主裂紋分叉,裂紋分叉主要穿過混亂交叉的次生α相,未觀察到β晶粒引起的在更大尺度上的裂紋擴展曲折路徑,表明準β鍛造+β熱處理后KIC試樣主要通過雜亂的次生片狀α相延緩裂紋的擴展。由圖7(c)和7(d)可知,兩相態經β熱處理后KIC試樣裂紋擴展中晶界起到了重要作用,裂紋擴展至A處沿著晶界產生了一個主裂紋分叉,見圖7(c),A處裂紋分叉沿著晶界平直擴展至圖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,該過程抵抗裂紋擴展阻力不足,擴展至三叉晶界B處時裂紋沿著利于擴展的取向進行偏轉,沿著另一晶界進行裂紋擴展。雖然β晶粒晶界導致的裂紋擴展路徑起伏更大,但此過程中晶內片狀α相對于裂紋擴展的阻力作用有限,導致β熱處理后的斷裂韌性試樣的KIC值低于準β鍛造+β熱處理后的KIC值。

(a,b) 準β鍛造+β熱處理;(c,d) β熱處理

為進一步證明兩種狀態下的斷裂韌性試樣在裂紋擴展過程中的差異,有必要對兩種試樣的裂紋路徑進行EBSD對比分析。由圖8可知,準β鍛造+β熱處理和兩相態β熱處理后斷裂韌性試樣的裂紋擴展路徑均比較曲折,結合IPF取向圖發現準β鍛造+β熱處理后試樣裂紋端β晶粒內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,裂紋擴展穿過這些束集時阻力較大。結合圖8(c)局部取向差分布圖,可見裂紋擴展路徑周邊局部取向差較大,這些取向差異較大的束集會協同抵抗裂紋擴展。兩相態β熱處理后斷裂韌性試樣裂紋擴展路徑主要沿β晶粒的晶界擴展,具有一定沿晶擴展的特征,結合圖8(d)β晶粒內部局部取向差分布圖,發現兩相態β熱處理后斷裂韌性試樣主要在裂紋擴展路徑的晶界處和少數的大層片束集邊界處存在較大的取向差,在β晶粒內部取向差明顯低于準β鍛造+β熱處理試樣。可見兩種狀態下斷裂韌性試樣在裂紋擴展過程中阻礙裂紋擴展的阻力來源存在較大差異。

(a) 準β鍛造+β熱處理,反極圖;(b)β熱處理,反極圖;(c) 準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 結論

1)TC11鈦合金經準β鍛造后β晶粒內具有網籃組織特征,晶界α相在變形驅動作用下有等軸化趨勢,經β熱處理后β晶粒完全再結晶,晶內次生α相長寬比減小,網籃交織程度增強;兩相態TC11鈦合金直接進行β熱處理后為典型魏氏組織。

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