（材料学专业论文）热处理对tc21钛合金组织和性能的影响.pdf

摘要 t c 2 1 合金是我国自行研制的一种新型高强高韧两相钛合金，本文主要 对合金机械热处理工艺、微观组织和室温机械性能之间的关系作了系统的 研究。通过光学金相组织分析、扫描断口分析、透射电镜分析、能谱分析 等研究手段，结合机械热处理工艺，总结出了工艺对合金组织、性能的影 响规律，探讨了合金的强韧化机理，同时对合金的热稳定性也作了初步研 究，为合金的实际工艺制定提供理论依据。 研究表明，合金的机械热处理工艺对合金组织、性能有较大的影响， 常规锻造、a + 6 两相区热处理得到等轴组织，具有较高的强度，塑性富裕， 断裂韧性较低，断裂方式为韧窝开裂：1 3 锻造、c t + 1 3 两相区热处理时得到 网篮组织，强度较高，塑性较低，断裂韧性较高，断裂方式为穿晶准解理 开裂。随着固溶温度的升高或者固溶后冷速的加快，合金1 3 转变组织增加， 强度升高，塑性降低。随着时效温度的升高或者时效时间的增加，强度先 升高，后降低，塑性有相反的趋势。采用b 锻造、a + 1 3 两相区热处理工艺 能得到强度、塑性和断裂韧性较为匹配的综合性能。对合金进行长时间热 暴露研究表明，合金具有较好的热稳定性，经6 0 0 、2 0 0 小时时效后的 组织形貌中未观察到第二相的存在，但电子衍射试验证明有少许有序t i 3 a l 相析出。电镜观察发现合金中有少量界面相存在。 关键字：钛合金机械热处理微观组织断裂韧性析出相界面相 a b s t r a c t t h i sp a p e rd e t a i l st h ei n f l u e n c eo ft b e r m o m e c h a n i c a lp r o c e s s i n g ( t m p ) o nt h em i c r o s t r u c t u r e sa n dm e c h a n i c a lp r o p e r t i e so ft c 2 1t i t a n i u ma l l o y ，a n e w a l p h a + b e t aa l l o yw i t hh i g hs t r e n g t h ，d u c t i l i t ya n dt o u g h n e s sd e v e l o p e di n c h i n a b yu s i n ge d s ，s e m ，t e ma n do p t i c a lm i c r o s c o p e ，t h ee f f e c to fm i c r o s t r u c t u r eo nm e c h a n i c a ip r o p e r t i e su n d e rv a r i o u sc o n d i t i o n so fd e f o r m a t i o n a n dh e a tt r e a t m e n th a sb e e ni n v e s t i g a t e da n dt h es t r e n g t h e n i n ga n d t o u g h e n i n g m e c h a n i s mh a sb e e nr e s e a r c h e d m o r e o v e r ，t h et h e r m a ls t a b i l i t yo ft h ea l l o y h a sb e e ns t u d i e d m a n yv a l u a b l er e s u l t sh a v eb e e no b t a i n e d i nt h es t u d y a l p h a + b e t ah o t w o r k i n g ，a ，b s 6 1 u t i o nt r e a t m e n tp l u sa g i n gd e v e l o p sa ne q u i a x e dm i c r o s t r u c t a r e ，w h i c hh a sm o d e r a t es t r e n g t h ，e n o u g hd u c t i l ea n dl o wf r a c t u r et o u g h n e s s a n dg o e sw i t hd i m p l e df a i l u r e w f i e r e a sb e t ah o tw o r k i n g ，a d s o l u t i o nt r e a t m e n tp l u sa g i n gd e v e l o p sal a m e l l a rt r a n s f o r m e d - b e t am i c r o s t r u e t u r e ，w h i c h h a s h i g hs t r e n g t h ，l o w d u c t i l ea n dh i g hf r a c t u r e t o u g h n e s sa n dg o e sw i t h t r a n s g r a n u l a rb r i t t l e n e s s f a i l u r e w i t ht h ea s c e n to ft h es o l u t i o nt r e a tt e m p e r a t u r eo rt h ed e c r e a s eo fc o o l i n gr a t e f r o mt h es o l u t i o nt r e a tt e m p e r a t u r e ， t h ea m o u n to ft h et r a n s f o r m e d b e t ap h a s ei n c r e a s e sa n ds od o e st h et e n s i l e s t r e n g t ho ft h ea l l o yb u tt h ed u c t i l i t yd e c r e a s e s w i t hi n c r e a s eo fa g i n gt e m p e r a t u r eo ra g i n gt i m e ，t h et e n s i l es t r e n g t hi n c r e a s e sf i r s t l ya n dt h e nd e c r e a s e s f o r o p t i m u ms t r e n g t h ，d u c t i l i t ya n dt o u g h n e s s ，t m p r o u t ei st h a tb e t ap r o c e s s f o l l o w e da 1 3 s o l u t i o nt r e a t m e n tp l u sa g i n g t h em i c r o s t r u c t u r eo ft h ea l l o y h a sn 0m u c hd i f f e r e n c ea f t e rl o n gt e r ma g i n g ，w h i l et h ep r e c i p i t a t eo f 0 , 2 - t i 3 a 1 h a sb e e ni d e n t i f i e di ne l e c t r o nd i f f r a c t i o np a t t e r n s af e wi n t e r f a c ep h a s eh a s b e e no b s e r v e di nt h i sa l l o y k e yw o r d s ：t i t a n i u ma l l o y ；t h e r m o m e c h a n i c a p r o c e s s i n g ；m i c r o s t r u c t u r e f r a c t u r et o u g h n e s s ；p r e c i p i t a t e s ；i n t e r f a c ep h a s e j l 第1 章绪论 1 1 研究背景 第1 章绪论 钛及钛合金具有许多优点，如比强度高、导热系数低、耐腐蚀、良好 的中低温性能，由于这些优点，从5 0 年代开始，在较短的时间内，钛工 业得到了迅速的发展，钛及钛合金已广泛应用于航空、航天、化工、石油， 冶金、电力、舰船及医疗器械等行业，被誉为“现代金属”、“第三金属”、“战 略金属” i - 4 】。即便如此，目前钛合金开发和应用的重点仍然是航空航天工 业的结构件。作为结构件，传统的选材判据只包括三个基本因素：未损伤 材料的静强度及刚度；未损伤材料的疲劳性能；高温使用时的蠕变、持久 和热稳定性。二十世纪五十年代英国“彗星”式客机的失事，使得传统的设 计概念受到了怀疑随着人们认识的加深和断裂力学的发展，航空器结构 废弃了单纯的静强度设计概念，采用了结构完整性和损伤容限概念，增加 了两个新因素：已损伤材料的静强度和已损伤材料的疲劳性能。综合在 起，称为现代航空工业结构设计和选材判据的五项基本因素。断裂力学的 发展结果表明，用断裂韧性( k l c ) 指标来反映材料抵抗裂纹失稳扩展的 能力是较科学的，它实际上反映了材料对裂纹的敏感程度，因此己损伤 材料的静强度通常是以断裂韧性指标为判据，且在估算已损伤材料的疲劳 性能时也需将k 1 c 同“k d a d n ”结合起来考虑垆一l 。由此一来，原来的一 些超高强度钛合金因对损伤敏感而在竞争中处于劣势地位，而像 t i 6 a i 一4 v 8 一e l i 、t c l l d t 、t i 6 2 2 2 2 s 等具有较匹配的强度、断裂韧性和 疲劳裂纹抗力的钛合金的研究和应用越来越得到重视，例如，最早应用于 航空工业的钛合金t i 6 a i 4 v 一因其匹配的强度、塑性和断裂韧性仍然大 量的使用，其中最引人瞩目的是5 万吨液压机模锻出来的特大t i 一6 a i 4 v b e l i 合金隔框架应用于二十一世纪第四代战斗机的典型代表f 2 2 “猛禽” 的机体，t i 一6 2 2 2 2 s 也被应用于此战斗机0 1 。然而，我国在损伤容限设计 方面起步较晚，高强高韧钛合金的研究远远落后于西方国家，在航空航天 业高速发展的今天，对高强高韧钛合金的需求将日益迫切，因此我们必须 加强这方面的研究，以免今后处于十分被动的局面。 砸北工业大学工学硕士学位论文 1 2 钛及钛合金概述1 1 - 1 4 1 2 1 纯钛的性能及特点 钛在周期表中属b 族元素，原子序数为2 2 ，原子量为4 7 9 。钛有两 种同素异构晶体，在转变温度8 8 2 5 以下为密排六方的a t i ，点阵常数 为：a = 0 2 9 5 1 1 n m ，c = 0 4 6 8 4 3 n m ，c a = 1 5 8 7 3 。在8 8 2 ，5 以上为体心立方的 d t i ，点阵常数：a = 0 3 2 8 2 n m 。钛的密度介于铁、铝之间，弹性模量低， 熔点较高，导电系数和线膨胀系数均较低。钛在室温下比较稳定，但在高 温下却很活泼，因此需在真空或惰性气体中熔炼。钛在5 5 0 以下能与氧 形成致密的氧化膜，具良好的保护作用，但在8 0 0 。c 以上氧化膜会很快分 解，使钛很快氧化。 1 。2 2 钛合金及其分类 高纯钛的延性和韧性虽好，但强度低，加入适当的合金元素，可明显 改善组织和性能，以满足工程上不同性能的要求。加入钛中的合金元素可 分为三类，即旺稳定元素、中性元素和b 稳定元素。c t 稳定元素能显著提 高合金的p 转变温度，稳定相。属于该类元素的有铝、氧、氮等。对b 转变温度影响不明显的元素为中性元素，主要为锆、锡。p 稳定元素能降 低转变温度，稳定p 相，一类为d 同晶元素如钒、钳、铌等：另类为b 共析元素如锰、铬、铁、硅等。 钛合金按k b 值及退火后组织，可粗略地分为毡、n + p 及p 型钛合金。 钛合金k 8 值接近零，退火组织为基本的等轴a ，它是稳定相，其组织变化 主要是晶粒大小的变化，因而此类合金不能热处理强化。缸合金主要含铝 等旺稳定元素，这些元素通过在相变温度下抑制转变或提高相变温度而实 现稳定作用。俚合金具有较好的强度、韧性及焊接性能，具有较好的抗蠕 变性能，是高温下使用的首选合金，由于不像b 合金存在冷脆性，因而也 可在低温下使用。其缺点是可锻性差，容易产生锻造缺陷。 旺+ p 钛合金k p 介于o 2 3 一l ，o 之间，退火组织同时具有旺及p 相。p 相 可占1 0 一5 0 ，通过热处理可改变p 相的形态和数目，因而合金的性能可 在较大范围内进行调节。合金经固溶后在4 8 0 * c 一6 5 0 时效可在p 相中析 出次生a 相。即形成p 转变组织，使b 相得到析出强化。通过锻造及合适 的热处理手段，在两相钛合金中就可得到一系列性能不同的材料，两相合 第1 牵绪论 金较旺合金对时效更具敏感性，这是因为时效前a 合金几乎处于平衡状态， 时效不会引起性能的改变；而两相合金中有非平衡组织存在，可通过时效 提高强度。两相钛合金具有较高的强度和良好的韧性，尤其是高铝当量的 两相钛合金，其高温拉伸强度居所有类型钛合金之首，蠕变抗力及热稳定 性也较好，但焊接性不如c t 钛合金。 9 钛台金中含有较多的9 稳定元素，其k b 大于1 ，因而组织以p 相为 主。该合金可锻温度范围宽，在固溶处理条件下冷成型性好；而且淬透性 和热处理响应也好。通过水冷或空冷可得到等轴8 亚稳相组织，经过时效 后分解为弥散分布的q 、稳定6 或其它第二相，使合金强度大幅度提高， 这种合金有最高的室温强度。8 钛合金的主要缺点是含有较多的共析元素， 在长时间加热条件下易析出脆性化合物，加之6 相具有较高的自扩散系数， 囿热稳定性较差。1 3 钛台金目前主要用于2 5 0 以下长时间工作，要求成 型性好的飞机结构件或紧固件。 t c 2 1 合金为我国自行研制的一种高强高韧两相钛合金。合金的铝当量 为7 ，b 稳定系数为o 5 ，加入的稳定元素、p 稳定元素均较多。台金 设计的目的是要在断裂韧性、裂纹扩展抗力、热稳定性等性能不低于t c 4 合金条件下，其强度要比t c 4 合金高一个等级，与美国的t i 6 2 2 2 2 s 合金 相当或更好。 1 3q + b 型钛合金的工艺、组织和性能 1 3 1 q + b 型钛合金的组织及性能1 4 - 1 6 钛合金的组织不但取决于相变过程，更与热加工过程有关，仅靠热处 理不能显著改变其组织形态。因而，分析钛合金的组织变化，除根据相图 外，还必须考虑合金的锻造过程及原始组织。图1 1 为钛台金各类组织形 貌图，表1 1 为t c 4 台金不同组织下的典型性能【i “。 ( 1 ) 魏氏组织魏氏组织的特征是具有粗大的原始b 晶粒，在原始1 3 晶界上有连续的q 相，p 晶粒内为片状的a 束域，片问为p 相。当两相钛 合金变形开始温度和终了温度都在b 相区。变形量又不大时，或将合金加 热到d 相区较慢冷却时，都将得到魏氏组织，冷却速度慢，得到的片状a 较宽，冷却速度快时得到窄的g 片，当工件较薄时可能得到针状马氏体。 魏氏组织在原始晶粒不十分粗大的情况下，室温拉伸强度较高，但其塑性 西北工业大学工学硕3 ：学位论空 较低，尤其是断面收缩率远低于其它组织。魏氏组织突出优点是断裂韧性 较高，另外在较快冷却速度状态下，其蠕变抗力及持久强度较高。魏氏组 织由于塑性太低，其应用远不如其它类型组织。 双态组织等轴组织 图1 1 钛合金的组织类型1 2 】 ( 2 ) 网篮组织网篮组织的特征是原始8 晶粒在变形过程中被破坏，仅 出现少量的分散颗粒状晶界旺，原始晶粒内的旺片较短，值片丛尺寸也较 小，各片丛交错排列，形成网状结构。两相钛合盒在b 转变点附近经过较 大的变形，都可得到这种网篮组织。网篮组织的塑性高于魏氏组织，可满 足使用要求，疲劳性能也高于魏氏组织，但断裂韧性却低于魏氏组织。一 般大型锻件往往采用鼹篮组织，因为它的塑性、蠕变抗力和高温持久强度 等综合性能较好。 ( 3 ) 双态组织两相钛合金在两相区上部温度变形，或在两相区变形 后，再加热到两相区上部温度而空冷，可得到双态组织。双态组织的特征 是在转变b 基体上分布有不连续的初生住颗粒，其数量小于5 0 。组织中 的q 相有两种形态，一种为等轴的初生吐，另一种为转变o 组织中的片状 a 。双态组织的塑性有所改善，具有较高的疲劳强度，缺点是断裂韧性及 高温性能不如魏氏或网篮组织，由于在两相区变形，其抗力大。加工困难。 ( 4 ) 等轴组织两相钛合金在两相区下部变形，可得到等轴组织，其特 点是含有较多的初生a 颗粒，存在一定数量的1 3 转变组织，这种组织具有 最大的室温塑性和疲劳极限，但其强度及断裂韧性均较低。 表1 1t c 4 台金四种典型组织对性能的影响i ”o 机械性能魏氏 网镌 舣态等轴 抗拉强度：m p a 10 2 0 1 0 1 09 8 09 6 1 延伸率： 9 51 3513 o1 6 ，5 断面收缩率：1 9 53 5 o4 0 04 5 0 冲击韧性：k j m 23 5 5 35 3 34 3 4 34 7 3 ，8 断裂韧性：m p a m 1 7 2 1 0 25 8 9 疲劳极限：m p a ( r l = 1 0 7 )4 】8 84 8 6 44 9 7 25 2 2 7 持久；h ( 4 0 0 c 6 4 7 m p a ) 4 0 0 8 79 2 蠕变：( 4 0 0 ，2 9 4 m p a ) 0 1 2 50 1 4 50 1 6 2 1 3 2 + b 型钛合金的锻造工艺 m 2 0 1 在钛合金的加工中为了能够生产出 性能和组织都符合设计要求的产品，需要 考虑到变形工艺、组织特征和机械性能这 些重要冶金因素，由于钛合金冷加工较困 难，锻造是生产钛合金零件的重要途径。 因而钛合金的锻造工艺的研究发展状况 反应着钛合金的应用水平。钛合金按变形 温度分为常规锻造、1 3 锻造以及近b 锻造。 热加工后的组织和性能主要取决于加热 温度和变形量，冷却方式也有一定的影 响。 ( 1 ) 常规锻常规锻是指在合金b 相 变点以下3 0 c 5 0 进行变形处理。变形时 图1 2 两相钛合金常规锻组 织形成过程 西北工业火学工学硬上学位论殳 存在d 相和初生0 【相，变形温度越低，的数量越多。图1 2 为变形过程 中组织变化示意图，变形过程中同时发生母晶粒和旺片的形惫变化，p 晶 粒先被压扁，沿变形方向拉长，最终被破碎，晶界和晶内d 已不能区分 开，俚相在一定变形程度和变形温度后发生再结晶，形成球状珏颗粒。这 种工艺生产的锻件强度高，塑性很好，但其断裂韧性与蠕变性能较低。常 规锻由于锻造温度低，塑性温度范围窄，回弹大，且与模具易造成粘模划 伤，成型性能差，所需设备吨位要比锻钢大4 0 以上。 ( 2 ) d 锻造钛合金的0 锻造是指在8 相变 点以上温度进行变形，或者在1 3 相区开始变 形而在两相区终止变形。图1 3 示出钛合余在 p 区变形中组织变化规律。b 晶粒的形态随着 变形程度的变化而改变，等轴的b 晶粒沿着 金属流动方向被拉长，晶粒内产生许多的变 形带。继续变形，b 相开始发生动态再结晶， 组织中出现匀细的8 颗粒，这些颗粒优先在 变形晶粒边界或变形条带上形核长大，再结 晶完成时，组织就是完全的等轴b ，在随后的 冷却过程中，在b 晶界和晶内析出条状的a 相，形成魏氏组织邛锻造后合金的冲击韧性、 断裂韧性和蠕变抗力得到提高，而锻后室温 图1 - 3 两相钛合金的d 塑性特别是断面收缩率有所下降郎形成“p 锻造组织形成过程 脆性“。如在两相区进行终锻，不仅能破碎变 形过程中由于温降优先析出的晶界，雨且原始晶粒细小，晶粒内“条混乱 程度增加，可降低裂纹扩展率。钛合金的b 锻造工艺的优点是变形抗力小， 模具磨损小，锻件的尺寸精度高，出现裂纹几率小，锻造成本 氐。其缺点 是在d 相变点以上，1 3 晶粒将迅速长大，加热温度不应超过相变点3 0 以 上，并尽可能采用快冷、大变形量加工，变形终止后，要以较快的冷速冷 却，以利于获得较细的魏氏或网篮组织，原始晶粒也不致过分粗大。根据 钛合金再结晶图可认为，在8 相区加热，晶粒会迅速长大，这是因为在相 同的温度下，合金元素和杂质在p 相中比在相中扩散要快得多，由于边 界a 相的影响，b 晶粒在两相区加热时长大较慢。如在两相区进行终锻， 可能使组织不均匀1 2 1 - 2 3 。 第l 章臻论 ( 3 ) 近b 锻造钛合金的近b 锻造是由周义刚等人1 2 4 2 副提出的。其变 形温度在相变点以下5 一l5 ，该工艺已成功地用于航空发动机压气机盘的 模锻生产。这种工艺变形过程的微观组织变化与常规锻并没有本质区别， 但其变形后的最终组织含有较多的转变b 相，等轴初生旺控制在1 0 左右。 魏氏组织的断裂韧性和抗蠕变能力比等轴组织好，单就提高蠕变性能和断 裂韧性而言，应发展魏氏a ，但要受塑性下降的限制，等轴初生a 不能太 少。研究表明，只要组织中含有1 0 1 5 的等轴a ，塑性将能满足应用要 求，过多等轴c l 对塑性也无多大裨益，反而会抑制其它性能的发挥。近1 3 锻造将等轴a 数量控制在l o 左右，同时有一定长宽比的条状和转变1 3 中的魏氏1 3 t 。近o 锻造具有良好的综合性能，其强度与常规锻相当，热稳 定性和断裂韧性明显高于常规锻。 表1 2t c 4 台金轧棒加工工艺对组织及性能的影响【1 2 加工工艺b 加工( 1 0 2 0 c )a + b 加= i ：变形7 8 ) ( 8 0 0 退火1来变形变形3 2 变形7 8 9 4 0 9 2 0 组织类型粗晶魏氏租网篮细网篮 等辅等轴 抗拉强度：m p a1 0 0 09 6 59 8 09 8 69 8 6 延伸率：91 41 71 61 7 断面收缩率：1 43 55 24 74 6 - 冲击韧性；m j m 20 2 70 4 0o5 30 4 4o5 0 i 蠕变：( 4 0 0 c ，2 4 0 m p a ) 0 j oo 1 80 1 3 90 。2 8 6 1 3 3 q + b 钛合金的热处理工艺 在不同加热、冷却条件下，钛合金中会出现各种相变，得到不同组织。 适当的热处理可控制这些相变并获得所希望的显微组织，从而改善合金的 力学性能和工艺性能。钛合金热处理具有以下几种特点： ( 1 ) 马氏体相变不引起合金的显著强化。这个特点与钢的马氏体相变不 同。钛合金的热处理强化只能依赖淬火形成亚稳相的时效分解。 ( 2 ) 应避免形成c o 相，形成相会使合金变脆，正确选择时效工艺， 则可使( 0 相分解为平衡的a + 1 3 相。 ( 3 ) 钛台金的导热性差比钢大约低5 倍，导热性差可导致钛合金在大 啊：l t t 业夫学工学坝j 一学位论义 型零件和半成品截面中产生较大的温度梯度，从而使其淬火性差，淬火热 应力大，淬火时零件易翘曲。出于导热性差，钛合金变形时易引起局部温 升超过b 相变点雨形成魏氏组织。 ( 4 1 钛合金的化学性活泼，热处理时钛合会易与氧和水蒸气反应，在 工件表面形成一定深度的氧化皮，使合金性能变坏，钛合金也极易吸氢， 引起氢脆，因而需对加热炉的气氛进行严格控制。 ( 5 ) 在p 相变点加热时1 3 晶粒长大倾向大，在随后的冷却中，新生的值 相在原始1 3 晶粒内部发展，保持原始粗晶边界，这些晶粒尺寸经常长大到 肉眼可见程度。b 晶粒粗化可使塑性急剧下降，故应严格控制加热温度与 时间，并慎用在8 相区温度加热的热处理。 ；遴 圈1 - 4 锍台金的退火圈1 5 两相台金介稳定相图 钛合金常见的热处理工艺有以下几种1 2 6 2 8 】： 1 1 0 0 m p a ，a o2 1 0 0 0 m p a 6 8 ，、l ， 15 。特别是断面收缩率达到4 5 以上，有较大的富裕。 图3 - 4c 类试样固溶温度对组织的影响( 6 0 0 时效4 h ) ( a ) 8 5 09 c 固溶( b ) 9 0 0 4 c 固溶( c ) 9 3 2 c 商溶( d ) 9 7 2 c 潲溶 图3 - 4 是c 类试样在不同固溶温度下的光学金相显微照片。从中可以 看出与a 类试样有着相似的组织以及随固溶温度的变化规律，即在b 转变 西北工业大学工学硕士学位论文 点咀下为等轴组织，随固溶温度的增加，等轴数量减少，1 3 转变点以上 固溶得到魏氏组织。a 与c 类试样组织相比较，可看出c 类试样组织中有 较多大的次生口条，这神差别主要是来自变形组织的差异，a 类试样变形 量大且尺寸小，使得变形组织中残余应力较多，在热处理过程中a 条的形核 较多，得到均匀分布的次生0 t 条；而c 类组织中条形核较少，经时效后 次生值条数量相对较少，但尺寸却较大。两类试样9 7 2 固溶的魏氏组织 有较大差别，同样是由于锻态组织的差别，a 类试样中的值条较平直，有 较大的长宽比，a 条束域也较宽。而c 类试样魏氏组织中旺条束域尺寸较 小，长宽比也较小。 s o l u t i o nt r e a t i n gt e m p e r a t u r e ， 图3 - 5c 类试样固溶温度对宣温拉伸性能的影响 图3 5 是c 类试样不同固溶温度下的室温拉伸性能曲线。c 类试样的 强度、塑性随固溶温度的变化规律也与a 类试样相似，即在1 3 转变温度以 下固溶，随固溶温度的升高，强度增大，塑性降低。从性能数据上看，每 个工艺下的强度均较高，但塑性只有在8 5 0 和9 0 0 。c 固溶时才能满足要 求，在9 3 2 固溶时，延伸率已经下降到3 8 ，9 7 2 固溶时得到的魏氏 组织的延伸率为2 5 ，断面收缩率只有4 7 ，已无宏观塑性。与a 类试 样性能相比，c 类试样的塑性大幅度下降，甚至不能满足使用要求，这主 要是p 转变组织中的次生条不同引起的，这说明次生a 条较少且尺寸十 分粗大时将严重影响塑性，因而需要对次生条尺寸严格控制。 图3 - 6 是d 类试样不周固溶温度下的光学金相显微照片，d 类试样的 锻造工艺为：在1 0 0 0 由口1 2 0 x 1 7 0 m m 拔至巾9 0 3 8 0 m m ，锻后空冷。 日鲁五=甍qu扫 第3 章热处理对盟微组织、拉仲性能的影响 锻造温度在8 转变点以上，得到网篮组织，在随后的热处理过程中也不能 改变其组织形态。由图可看出，经过1 3 转变点以下固溶时效处理后，原始 1 3 晶粒内部由平直的旺条和条间b 转变组织组成，各条交错排列，形成网 篮状，随着固溶温度的升高，a 条的数量在减少，8 5 0 和9 0 0 固溶的旺 条大约有6 0 ，而9 3 2 固溶后a 条减小到2 5 左右，同时旺条的长宽比 也在很大程度上减小。但是具有同方向的旺条柬域宽度却显得较大。接近 相变点固溶时，锻态组织中有更多的a 条逐渐转变为1 3 相，而只剩稀疏的 原始a 条，冷却过程中，从b 相中析出次生的针状条，形成原始a 条之 间的1 3 转变组织。在原始8 晶粒边界附近的组织却没有内部组织这样均匀 ( 图中a ，c ，d 为晶粒内部，b 为晶粒边界) ，边界附近分布有断续的扭曲状 条，宽度大约为晶内旺条的1 5 倍，使得原始1 3 晶界能够明显的区分开来。 经9 7 2 固溶处理后，组织成了魏氏组织，如图中d 所示。总的来说经 1 3 锻造后的组织没有常规锻均匀。 图3 6d 类试样同溶温度对组织的影响( 6 0 0 时效4 h ) ( a ) 8 5 0 c 同溶( b ) 9 0 0 c 同溶( c ) 9 3 2 同溶( d ) 9 7 2 。c 同溶 s o l u t i o nt r e a t i n gt e m p e r a t u r e s o l u t i o nt f e 砒i n gt e m p e r a t u r e ， 圈3 7d 类试样固溶温度对室温拉伸性能的影响 图3 ，7 为d 类试样不同固溶温度下的室温拉伸性能曲线。从中可以看 出，随着固溶温度的升高，材料的强度增大，塑性减小。影响条状t , 组织 的主要因素有原始d 晶粒大小，0 t 束域宽度q 条的长宽比，在两相区固 溶时固溶温度应该不会对原始b 晶粒的大小产生太大的改变，而只能使位 束的形态和数量产生变化。8 5 0 固溶时证束的数量较多，交错程度较强， 变形时也能进行小量滑移；而9 3 2 固溶时q 束域尺寸较大，变形难以协 调，并且q 束的数量较少，p 转变组织较多，由于p 转变组织中有较多的 块状次生d ，强烈的阻碍着滑移的进行，可以说d 转变组织对塑性危害巨 大，从而导致了塑性随固溶温度升高而下降。从性能数据上看，强度水平 均在预期目标之上，而塑性只有8 5 0 固溶下能勉强达到要求，延伸率为 9 8 ，断面收缩率为1 8 5 ，网篮组织的塑性相对于等轴组织有很大的下 降。 3 2 3 时效温度对组织性能的影响 图3 8 是a 类试样在不同温度下时效后的光学显微照片，所有试样均 是采用在9 0 0 固溶l 小时后空冷至室温。时效的相对温度较低，因而不 同时效温度下合金的组织形态和各相的相对含量在光学金相组织中不会 有明显变化，如图所示，经不同温度时效后组织几乎没有差别，时效主要 对d 转变组织中的次生q 相的形态和数量产生影响，时效的透射电镜照片 分析将在第四章中进行。钛合金时效的主要目的是要在亚稳定b 相或马氏 第3 章热处理对显微弛织、拉仲性能的影响 体相中弥散析出条状的口相，从而使合金得到强化，但必需保证一定的塑 性，因而需要找出最佳的时效温度和时间。选择时效温度应避免形成相， 因为析出( o 相产生的强化会导致合金的脆化，钛合金的时效温度一般在 4 0 0 6 0 0 。 图3 - 8a 类试样时效温度对组织的影响( 9 0 0 固溶) ( a ) 5 0 0 c ( b ) 5 5 0 c ( c ) 6 0 0 c ( d ) 6 5 0 c 图3 ，9 是a 类试样时效温度从5 0 0 到6 5 0 的室温拉伸性能曲线。时 效的强化效果一般是随着时效温度的升高，强度先增加后减少，塑性有着 相反的变化规律。从图中我们可以看出5 0 0 时效时屈服强度为1 1 4 6 m p a ， 5 5 0 时效屈服强度达到最大为1 1 5 2 m p a ，然后屈服强度再下降到6 5 0 c 时 效的11 1 0 m p a 。时效温度低时，次生吐呈弥散的针状析出，温度升高弥散 度增大，因而强化效果增加，而温度过高时，针状俚有较大的驱动力通过 扩散使相界发生迁移，变为尺寸较大的片状a 相，从而强化效果反而下降。 钛合金的时效温度应选择在强化曲线的最大值处，因此t c 2 1 合金的等轴 组织把时效温度定在5 5 0 较为适合。 2 7 图3 - 9a 类试样时效温度对室温拉伸性能的影响 3 2 4 时效时间对组织性能的影响 图3 1 0a 类试样时效时间对组织的影响( 9 0 0 脚溶，6 0 0 时效) ( a ) 未时效( b ) 4 小时( c ) 8 小时( d ) 1 2 小时 2 8 一 日白三ll苟op扫 第3 章热处理对艋微组织、拉仲性能的撼响 图3 - 6 是a 类试样在经不同时效时间后的光学会相显微照片，所有试 样均是在9 0 0 。c 固溶l 小时后空冷至室温。其中图片a 是未经时效的组织， 相对于经过时效的组织，等轴旺颗粒要小一些，而且没有时效后的颗粒圆， 等轴a 颗粒之间是由亚稳b 相组成，其中有较大的晶格畸变。经过时效后， 虽然时效的温度较低，未达到再结晶温度，但储存的畸变能也能使等轴a 颗粒有些长大，并使其间的亚稳b 相开始分解，其弥散强化可能在几分钟 内就可完成。从图中可以看出，时效时间短时，析出的次生n 条呈细针状， 使得p 转变组织呈浅黑色( 如图中b ) ，而时效时间加长时，细针状的二次 条通过相界的迁移发生合并长大，变为短片状形态甚至球化，使得6 转 变组织呈灰白色( 如图中d ) ，同时等轴颗粒边界也变得模糊。 图3 1 1a 类试样时效时间对性能的影响 图3 - 1 l 为a 类试样在不同时效时间下得到的性能曲线。从图中我们可 以看出，合金在未经过时效下的强度最低，为1 0 6 9 m p a ，塑性较高，为 1 7 5 ，这与钢的情况完全不同，钢经固溶后强度最高，而时效使强度下 降，这就说明钛合金的强化不是靠固溶时的晶格畸变，而是靠时效时的析 出相达到的弥散强化的。随着时效时间的增加，合金强度先增大后减小， 塑性有着相反的趋势，在8 小时时效后达到最大值，屈服强度为1 1 7 3 m p a ， 延伸率为1 4 5 ，这也主要是由于时效对次生a 析出相的形态影响不同造 成的。强度曲线的上升是由于次生a 的数量和尺寸在增加引起的，而强度 曲线的下降是由于次生a 球化引起的。为了避免由于时效时间的不足，在 零件中没有完全形成稳定相而在使用中使性能发生改变，时效时间通常选 西北工业大学工学硕士学位论文 择在时效曲线极大值以后的下降部分，因而对t c 2 1 合金等轴组织将时效 时间定为8 小时较适合。 3 2 5 冷速对组织性能的影响 图3 - 1 2 固溶冷速对组织的影响( 9 0 0 0 围溶，6 0 0 。c 时效4 h ) ( a ) a 类试样空冷( b ) a 类试样水冷 ( c ) 类试样空冷 ( d ) c 类试样对淤 ( e ) d 类试样空冷( f ) d 类试榉盈龄 玺：薹垫筌兰銎誊堡垒釜：誓：筌鐾塑誊翌 图3 - 1 3 是固溶后冷速对合金光学金相组织的影响照片。左边三副图分 别是a 、c 、d 三类试样固溶后空冷得到的光学显微组织，两右边三副是 对应试样采用水冷的组织，所有试样的固溶温度均为9 0 0 ，并且于6 0 0 经过4 小时时效。从图中可以看出，采用空冷的组织等轴q 相或者条状q 相较多，尤其是c 类试样，空冷的等轴a 大约占4 0 ，并且7 欠生条较粗 大，而水冷后的等轴q 为2 0 左右，次生条较细，固溶后空冷的亚稳1 3 相较多，晶格畸变能也较大，导致时效时次生a 条的形核率较大，因而 条较细长：对于网篮组织可明显看出采用空冷的组织条较宽，而水冷组 织旺条较细长，这是由于冷速快时，a 条的长大受到了抑制的缘故。从表 3 - 1 中的性能数据我们可以看出，冷速快时室温拉伸强度较大，塑性较小， 可以得出亚稳1 3 相越多，其时效强化效果越大，例如c 类试样采用空冷屈 服强度为1 15 0 m p a ，延伸率9 ，采用水冷的屈服强度为1 1 6 0 m p a ，延伸率 8 。而d 类试样采用水冷时屈服强度高达1 2 5 0 m p a ，但延伸率只有3 ， 空冷也只有7 ，塑性明显不足，因而d 类试样还需减慢冷速，使条状 变粗，增加塑性这样强度还需要损失一些。 3 2 6 机械热处理工艺对合金弹性模量的影响 由表3 1 可看出t c 2 1 合金的弹性模量在不同工艺下的大小，从数据上 看，机械热处理工艺对合金弹性模量的影响较小，合金的杨氏模量在 1 1 3 g p a 左右波动，也没有一定的规律可寻。由于弹性变形是原子问距在 外力下所作变化的结果，应力与应变关系实际上是原子闻作用力与原子闻 距的关系，因而弹性模量与原子问作用力有关，与原子间距也有一定关系， 原子问作用力决定于金属原子本性和品格类型，故弹性模量也主要决定于 原子本性和晶格类型。另一方面，对于多相组织材料，各相的比例影响着 弹性模量，并可按各相体积分数粗略的估计，钛合金中8 相的杨氏模量为 6 7 g p a ，b 相为1 1 3 g p a 由金相组织可看出，t c 2 1 合金的旺相占了9 0 以 上，并且不同机械热处理工艺对o t 、b 两相比例影响不大，因而其弹性模 量值在1 1 0 g p a 左右。合金相的取向、长宽比对模量的影响很小，这表明 通过控制q 相的取向和长宽比提高模量的空间十分有限。综上所述，合金 弹性模量主要与合金成分和相组成有关，在工艺对相组成影响不大的情况 下，弹性模量应主要通过合金成分的改善来得以提高。 西北工业大学工学坝士学位论文 3 3 分析讨论 由以上的实验结果可咀看出，变形及热处理工艺强烈的影响着t c 2 1 钛合金的组织和性能，选择合适的机械热处理工艺，可使合金的综合性能 达到最佳状态。无论是b 锻造，还是常规锻，t c 2 1 合金均能达到较高的 强度水平，但其塑性有较大的差异，b 锻造后的网篮组织塑性比常规锻造 后的等轴组织低许多，甚至不能满足使用要求。造成这种差异的原因是两 者的变形机理不一样，等轴组织材料的拉伸变形是在相的个别晶粒内以 滑移开始的，随着变形程度的增加，旺颗粒之间相互协调，滑移能在更多 的晶粒内进行，因而滑移带间距较小，晶界处的应力集中程度也小，微裂 纹能在较大面积内均匀形核，断裂前可产生较大的塑性变形；而对于片状 组织，同一束域具有相同的位相关系，位错能够较容易的穿过相互平行 的a 条，出现距离较大的滑移条带，并且由于a 束域之间很难协调变形， 在个别束域中产生较大的应力集中，同时由于q b 界面结合较弱，微裂纹 在应力集中的界面处过早产生，导致了试样在没有经过较大塑性变形而过 早断裂。 等轴组织的塑性较好，其关键是存在初生a 颗粒，已有的资料表明， 等轴组织中初生a 的含量在大于2 0 时，断面收缩率始终保持在4 0 以上， 如含量再增加，室温拉伸塑性，特别是断面收缩率将不会有太大的变化， 此时反而会影响别的性能的发挥，因而，通过提高固溶温度或者增加冷却 速度，将等轴组织中初生旺含量控制在2 0 左右较为合适，此时合金的b 转变组织也较多，从而可以使合金的强化效果增大，室温拉伸强度得到提 高。如前所述，d 转变组织中的次生a 相对合金起着弥散强化的作用，但 次生c t 的形态对强化效果和合金塑性有较强的影响。影响次生形态的因 素主要是锻造的变形量、固溶后的冷速，时效时间和时效温度的影响相对 较小。为使次生旺不会过分粗大，变形量应在5 0 以上，并采用较大的冷却 速度，具体的机械热处理工艺应针对工件尺寸具体定制。综合以上分析， 我们认为t c 2 l 合金采用常规锻的机械热处理工艺可以是：9 3 0 变形 6 0 ，a c + 9 3 2 1 h ，a c + 5 5 0 8 h ，a c ( 对a 类尺寸试样) 。9 3 0 变形 6 0 ，w q + 9 3 2 1 h ，a c + 5 5 0 8 h ，a c ( 对c 类尺寸试样) 。 t c 2 l 台金网篮组织的塑性还需要进一步改善。与同类合金t i 6 2 2 2 2 s 相比，t c 2 1 表现出较低的塑性，如文献口4 】中数据表明，t i 一6 2 2 2 2 s 合金采 玺：要垫錾垩里星堡望釜：垫：土兰篮氅誊堕 用1 0 0 0 锻造，9 4 0 3 0 m i n ，a c + 5 4 0 8 h ，a c 机械热处理工艺，其极限 强度为1 2 3 0 m p a ，延伸率为1 8 ，断面收缩率3 7 ，而t c 2 t 经1 0 0 0 锻 造，9 3 2 门h ，a c + 6 0 0 4 h ，a c ，其极限强度为1 2 5 0 m p a ，延伸率为6 3 ， 断面收缩率8 1 ，不能满足使用要求。从组织上看，这是由于t c 2 1 合金 的片状组织中条较细造成的，而使得相似的机械热处理工艺得到的g t 条 较细是由于合金元素的差异造成的。同时，我们看到t c 2 1 合金的强度还 有些富裕，因而还可通过热处理工艺对强度和塑性进行调节。已有资料表 明条状g t 的宽度主要取决于固溶后的冷速，冷速越低，c c 条越宽，从而 合金的强度有所下降，而塑性得到升高。例如，可以采用先在9 0 0 炉冷 到7 0 0 。c ，然后再空冷到室温的分步热处理工艺。所以，t c 2 1 合会采用p 相区变形的机械热处理工艺可以设计为：1 0 0 0 变形7 0 ，a c + 9 0 0 1 h ， f c 至7 0 0 ，a c + 5 5 0 8 h a c 。 对于p 热处理得到的魏氏组织，无论是p 锻造，还是常规锻，从性能 上看均不好，其塑性均太低。因而t c 2 l 合金不宜采用b 热处理制度。 第4 章台金的强韧性 第4 章合金的强韧性 4 1 引言 随着航空效率提高和成本降低的要求，减轻航空材料比重和提高性能 变得越来越重要，飞机结构件一个主要减重方法是采用比强度高、综合性 能，主要是强度和断裂韧性的匹配性能好的两相钛合金。因而，如何提高 钛合金的强度和韧性的研究极为重要。本章从t c 2 1 合金的合金元素固溶 强化、第二相的析出强化方面对强化作了分析，从合金的断口形貌结合断 裂韧性性能分析了合金的韧性，初步探导了台金的强化以及韧化机理，为研 究新型高强高韧钛合金提供必要经验。 4 2 合金的强化 4 2 1 合金的设计思路 为了得到理想的高强高韧钛合金，根据已有的研究成果，t c 2 l 合金的 合金元素是经过精心设计的。t c 2 l 合金的名义成分的铝当量为7 ，1 3 稳 定系数为o 5 ，大于t c 4 合金而与美国的t i 一6 2 2 2 2 s 差不多，是典型的两 相钛合金，其c t 相的含量占9 0 左右。合金中含有相当的铝，可强化相， 降低合金的比重，并显著提高合盒的再结晶温度和热强性，另外，添加铝 可以提高p 转变温度，使p 稳定元素在相中的溶解度增大，提高固溶强 化效果，但铝含量高时，会出现以t i 3 a l 为基的有序旺2 固溶体，