供稿|岳旭，馬龍，李瑞，史文，李渭清，段曉輝，高惠 / YUE Xu,, MA Long, LI Rui, SHI Wen, LI Wei-qing, DUAN Xiao-hui, GAO Hui

TC4鈦合金名義化學(xué)成分為Ti-6Al-4V，是一種應(yīng)用最為廣泛的鈦合金，它在鈦合金產(chǎn)品中占60%左右。但是由于TC4鈦合金的抗沖擊韌性差，嚴(yán)重限制了其應(yīng)用的廣泛性[1-2]。目前，通過(guò)不同熱處理制度來(lái)調(diào)節(jié)TC4鈦合金沖擊韌性的研究較多，但由于國(guó)內(nèi)TC4鈦合金在飛機(jī)上的應(yīng)用一般都僅采用普通退火處理，所以通過(guò)選擇TC4鈦合金的化學(xué)成分范圍及通過(guò)加工手段改善顯微組織狀態(tài)和晶粒形狀及尺寸對(duì)調(diào)節(jié)該材料的綜合性能的影響研究具有重要的意義[3-5]。為了獲得具有良好沖擊韌性的TC4薄壁環(huán)材，作者進(jìn)行了不同氧含量和不同鍛造工藝對(duì)TC4薄壁環(huán)材沖擊韌性的影響研究，為某些飛機(jī)部件工程化生產(chǎn)和產(chǎn)品組織和性能優(yōu)化提供了參考依據(jù)。

實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)用材料選用寶雞鈦業(yè)股份有限公司生產(chǎn)的兩組不同氧含量φ720 mm鑄錠，鑄錠經(jīng)3次真空自耗熔煉，化學(xué)成分及相變點(diǎn)(金相法測(cè)定)見(jiàn)表1。A、B兩組鑄錠采用相同的鍛造工藝進(jìn)行制坯鍛造。在相變點(diǎn)以上進(jìn)行開(kāi)坯鍛造，充分破碎鑄錠的鑄態(tài)組織。之后在相變點(diǎn)以下30～50℃進(jìn)行中間鍛造，變形量大于65%，生產(chǎn)φ230 mm的坯料。

表1 實(shí)驗(yàn)材料化學(xué)成分和相變點(diǎn)(質(zhì)量分?jǐn)?shù))%

實(shí)驗(yàn)方法

A、B兩組坯料，按照合適尺寸進(jìn)行下料后，分別按照?qǐng)D1中的3種鍛造工藝方案進(jìn)行環(huán)材制備。在3150 t水壓機(jī)上經(jīng)預(yù)變形、制坯和成型等工序后，制備為φ337/φ298 mm×300 mm規(guī)格的薄壁環(huán)材，環(huán)材熱處理制度為750℃/1 h·AC。

在上述工藝生產(chǎn)的環(huán)材弦向取樣，加工成為10 mm×10 mm×55 mm的Charpy沖擊試樣，缺口類型為V型，開(kāi)口位置分別在環(huán)材的外表面(垂直于端面)及端面(平行于端面)。沖擊韌性實(shí)驗(yàn)采用JNS-300金屬擺錘式?jīng)_擊實(shí)驗(yàn)機(jī)。試樣的顯微組織在ZEISS Axiover 200MAT光學(xué)顯微鏡進(jìn)行檢測(cè)。斷口形貌在日本電子JSM6480型電子顯微鏡進(jìn)行觀察。金相試樣所用腐蝕液為10%HNO3+5%HF +85%H2O。

實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

顯微組織

在不同鍛造工藝生產(chǎn)的環(huán)材上切取橫向和縱向高倍試樣，分析其顯微組織如圖2所示。從圖2可看出，3種加工方式生產(chǎn)的環(huán)材均為兩相區(qū)加工組織，都是由初生α相和β轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成，但其初生α相卻表現(xiàn)出完全不同的形狀。方案1生產(chǎn)的環(huán)材初生α球化程度最好，橫、縱向顯微組織都很均勻，初生α含量為75%，直徑10～25 μm。方案2的橫向顯微組織初生α尺寸明顯增大，其直徑為15～55 μm，初生α相呈棒狀，長(zhǎng)寬比為3～8?？v向顯微組織加工流線明顯，沿環(huán)材軸線分布，與金屬加工流向一致。方案3的顯微組織為扭曲的條狀α集束，不同α集束按不同方向分布，條狀α相寬度為10～15 μm，長(zhǎng)寬比大于10。不同氧含量的坯料，采用同種工藝生產(chǎn)的環(huán)材其顯微組織具有同種類型，差異不明顯。

圖1 環(huán)材生產(chǎn)工藝

上述不同組織類型的產(chǎn)生是由于在α+β兩相區(qū)變形時(shí)，原始β晶粒和α相同時(shí)產(chǎn)生塑性變形，并沿著金屬流動(dòng)的方向被拉長(zhǎng)和破碎，隨后發(fā)生再結(jié)晶，由于α相的再結(jié)晶快于β相的再結(jié)晶，從而得到球狀的α再結(jié)晶晶粒。隨著變形量的增大，α相被破碎的越充分，在隨后的再結(jié)晶過(guò)程中就能形成細(xì)小的α晶粒。當(dāng)變形不充分時(shí)，被破碎和拉長(zhǎng)的α相就不能再結(jié)晶為球狀α晶粒。α+β兩相區(qū)變形程度越大，α晶粒的球化程度越好。本實(shí)驗(yàn)環(huán)材最終采用芯軸拔長(zhǎng)的方式進(jìn)行，所以其縱向顯微組織存在較為明顯的流線[6-7]。

沖擊韌性

在環(huán)材弦向切取沖擊試樣，開(kāi)口位置分別在環(huán)材的外表面(開(kāi)口垂直于端面，表示為ak⊥)及端面(開(kāi)口平行于端面，表示為ak//)，每組實(shí)驗(yàn)使用3個(gè)平行試樣，結(jié)果取平均值。測(cè)試數(shù)據(jù)見(jiàn)圖3。

從圖3看出，三種工藝使用坯料A生產(chǎn)的環(huán)材，其ak⊥沖擊韌性為30～33 J/cm2可滿足GJB1169標(biāo)準(zhǔn)要求的29 J/cm2，但富余量不大。ak//較低，為25 J/cm2左右。使用坯料B生產(chǎn)的環(huán)材沖擊韌性值ak⊥為40～45 J/cm2，ak//為31～40 J/cm2，均大于GJB1169標(biāo)準(zhǔn)要求，且明顯高于坯料A。

圖2 環(huán)材顯微組織

圖3 環(huán)材沖擊韌性

同種鍛造工藝下，高氧含量的環(huán)材其沖擊韌性約為低氧含量沖擊韌性的71%～81%。這是由于雜質(zhì)元素含量是影響沖擊韌性的重要因素，雜質(zhì)元素含量的升高，明顯降低了沖擊韌性值[8]。而相同坯料生產(chǎn)的環(huán)材，工藝方案1的沖擊韌性最高，方案3次之，方案2的沖擊韌性最低。結(jié)合圖2可以看出，方案1的初生α相尺寸大大減小，可減小裂紋在初生α相中萌生的可能性，轉(zhuǎn)變?chǔ)碌玫綇?qiáng)化，抗位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的能力有所增強(qiáng)。而方案3中，不同位向分布的α束域，可能對(duì)裂紋擴(kuò)展產(chǎn)生一定的偏轉(zhuǎn)，條片狀α對(duì)裂紋的擴(kuò)展也有明顯的阻礙作用，對(duì)沖擊韌性起到改善作用。同一環(huán)材中，ak//沖擊韌性低于ak⊥，ak//的沖擊韌性是ak⊥的74%～89%。且方案1生產(chǎn)的環(huán)材，不同開(kāi)口方向的沖擊韌性值差異較方案2和方案3小。這與環(huán)材的成型方式相關(guān)，由于本實(shí)驗(yàn)環(huán)材采用芯軸拔長(zhǎng)的方法進(jìn)行生產(chǎn)，環(huán)材縱向加工流線較為明顯，ak//試樣的裂紋擴(kuò)展路徑與加工流線一致，裂紋擴(kuò)展中所受阻力較小，表現(xiàn)為沖擊韌性較低。由于方案1在加工中增加了預(yù)變形工藝，坯料變形更為充分，環(huán)材的橫縱向組織差異小，所以其不同開(kāi)口方向的沖擊韌性差異最小。

斷口形貌

環(huán)材沖擊試樣宏觀斷口形貌見(jiàn)圖4。沖擊斷口呈灰色，均可分為3個(gè)區(qū)域，纖維區(qū)、放射區(qū)以及剪切唇。

圖4 沖擊試樣斷口宏觀形貌

其中方案1沖擊試樣的宏觀斷口表面較為平直，纖維區(qū)所占面積較大。這也可以定性地反映試樣沖擊韌性的好壞[9]。方案2平行試樣的撕裂棱沿裂紋擴(kuò)展方向分布，且與方案3的斷口表面溝槽分布流線較為明顯，ak⊥試樣的撕裂棱與裂紋擴(kuò)展方向垂直，與環(huán)材金屬流向完全一致。說(shuō)明加工流向與顯微組織中初生形貌及分布情況，對(duì)沖擊裂紋的擴(kuò)展存在一定的影響。

沖擊試樣斷口SEM形貌，見(jiàn)圖5。通過(guò)斷口形貌的細(xì)節(jié)觀察表明，材料均呈韌性斷口特征。斷口形貌差別不明顯，都可以觀察到大量的韌窩。韌窩形式有拋物型的剪切韌窩及撕裂韌窩，表明其斷裂的微觀機(jī)制是微孔的萌生、長(zhǎng)大和聚合。同時(shí)可發(fā)現(xiàn)存在大量的二次裂紋及顯微孔洞。顯微孔洞一般位于韌窩邊緣。

其中高氧含量的沖擊試樣斷口中存在更多的顯微孔洞，韌窩小而淺，有明顯的二次裂紋產(chǎn)生。預(yù)示著高間隙元素含量下鈦合金斷裂中萌生的裂紋數(shù)量多，裂紋連接時(shí)尺寸較小，這使鈦合金沖擊韌性明顯下降。

比較而言，ak⊥試樣較ak//試樣其斷口起伏較大，存在較多的撕裂棱和二次裂紋，這造成主裂紋起裂和擴(kuò)展時(shí)路徑偏折，消耗了更多的能量，使沖擊韌性得到了一定的提高。

斷口組織

沖擊試樣的缺口形式對(duì)沖擊韌性影響非常大，V形缺口比較尖銳，更能反應(yīng)材料的缺口和內(nèi)部缺陷對(duì)動(dòng)態(tài)載荷的敏感性。其沖擊功大部分消耗于裂紋的擴(kuò)展。低氧含量坯料，不同工藝方案下的ak∥沖擊試樣的斷口組織顯微形貌，見(jiàn)圖6。

B1//試樣由于初生α相尺寸較小，且呈彌散狀不連續(xù)分布。由于初生α相晶粒尺寸小(約為10～25 μm)，因此，晶粒邊界或相界處的微裂紋不大可能對(duì)裂紋擴(kuò)展產(chǎn)生有效的偏轉(zhuǎn)，從而對(duì)沖擊韌性起到改善作用[10-11]。但是，與B2和B3兩種組織狀態(tài)相比，細(xì)小的初生α相減小了裂紋的萌生可能性，同時(shí)彌散的分布狀態(tài)對(duì)裂紋的擴(kuò)展也起到了一定的阻礙作用，表現(xiàn)為該種組織的沖擊韌性較高。B3//試樣中，由于初生α呈不同方位交錯(cuò)排布的集束狀，在裂紋擴(kuò)展過(guò)程中，既有以沿晶斷裂為主的裂紋擴(kuò)展方式，也有以穿晶斷裂為主的裂紋擴(kuò)展方式。斷裂時(shí)裂紋要穿過(guò)初生α相內(nèi)部，消耗比較大的能量。表現(xiàn)為沖擊韌性有所改善。B2//試樣顯微組織中初生α呈棒狀，且分布流線較明顯，在裂紋擴(kuò)展中所受到的阻礙較小，也存在沿晶斷裂和穿晶斷裂，但主要以沿晶斷裂為主，且裂紋擴(kuò)展路徑較為平滑，表現(xiàn)為較低的沖擊韌性。

結(jié)束語(yǔ)

1) 兩相區(qū)變形量對(duì)TC4鈦合金組織形態(tài)影響較大。增加變形量可使環(huán)材組織更加均勻細(xì)小，并提高等軸化程度。較小的兩相區(qū)變形量形成交錯(cuò)的集束狀組織。

圖5 沖擊試樣斷口SEM形貌

圖6 沖擊試樣斷口處顯微組織

2) 沖擊韌性斷口表現(xiàn)為典型的韌性斷裂特征，細(xì)小等軸狀組織的沖擊韌性較高。交錯(cuò)的集束狀組織可通過(guò)改變裂紋擴(kuò)展路徑來(lái)改善材料沖擊韌性?？傮w而言，不同組織狀態(tài)下沖擊韌性變化不大。

3) 環(huán)材的最終成型采用芯軸拔長(zhǎng)工藝，具有較強(qiáng)的金屬流線，這對(duì)沖擊韌性產(chǎn)生的影響較大。開(kāi)口方向平行于環(huán)材端面的沖擊韌性是垂直方向的78%～88%。即沖擊載荷下，沿流線方向更有利于裂紋的擴(kuò)展，使得沖擊韌性值下降明顯。

4) 氧含量的增加，可明顯降低TC4薄壁環(huán)材的沖擊性能。在實(shí)驗(yàn)范圍內(nèi)，氧含量從0.12%提升至0.17%，可使薄壁環(huán)材沖擊韌性降低約19%～29%。

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