田玉晶,孫世臣,胡 辰,方曉英,趙而團(tuán)

(山東理工大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院,淄博 255022)

摘 要:對(duì)含體積分?jǐn)?shù)3%TiBw 增強(qiáng)相的近 α高溫鈦基復(fù)合材料進(jìn)行不同應(yīng)變速率(0.01~0.10s-1)與變形量(30%~70%)的單道次單向鍛造以及多向鍛造,研究鍛造工藝對(duì)復(fù)合材料顯微組織的影響。結(jié)果表明:不同應(yīng)變速率下單向鍛造后,復(fù)合材料中 TiBw 增強(qiáng)相垂直于鍛造方向均勻分布,隨著應(yīng)變速率的增加,TiBw 增強(qiáng)相的破碎程度增大,等軸α相的含量降低,層片狀α相和β轉(zhuǎn)變組織的含量增加;隨著變形量的增加,TiBw 增強(qiáng)相被碎程度增大,其定向排列的趨勢更加明顯,等軸α相含量增加,層片狀α相和β轉(zhuǎn)變組織的含量降低。多向鍛造后,TiBw 增強(qiáng)相破碎,但分布無明顯取向,基體組織為層片狀α相和β轉(zhuǎn)變組織;多向鍛造態(tài)復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度、抗壓強(qiáng)度分別為1512,1802MPa,比鑄態(tài)復(fù)合材料的分別提高了15.4%,5.9%。

關(guān)鍵詞:鈦基復(fù)合材料;鍛造;應(yīng)變速率;變形量;顯微組織

中圖分類號(hào):TG316.3 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A 文章編號(hào):1000-3738(2020)07-0012-06

0 引 言

隨著新一代空天飛機(jī)和超高聲速飛行器的飛行速度越來越高和飛行距離越來越遠(yuǎn),飛機(jī)或飛行器表 面 的 溫 度 已 超 過 目 前 應(yīng) 用 較 成 熟 的 Ti1100、IMI834、BT36、Ti600 等 高 溫 鈦 合 金 的 溫 度 極 限(600 ℃)[1-2],因此迫切需要發(fā)展綜合性能更好的輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料。γ-TiAl基合金雖具有良好的高溫性能,但其室溫塑性較差,塑性加工困難,成本相對(duì)較高,因此應(yīng)用范圍嚴(yán)重受限[3-4]。根據(jù)高速飛行器短時(shí)應(yīng)用的特點(diǎn),國內(nèi)多家研究機(jī)構(gòu)對(duì)600 ℃以上短時(shí)應(yīng)用高溫鈦合金進(jìn)行了相關(guān)研究,并取得了一定的成果[5-8];但鈦合金在高溫下存在晶界軟化、脆性第二相析出等問題,這些極大地制約著其應(yīng)用范圍。非連續(xù)增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料相對(duì)于傳統(tǒng)鈦合金具有更高的比強(qiáng)度、比模量以及更優(yōu)異的耐磨性能、高溫抗氧化性能與抗蠕變性能,其服役溫度較基體鈦合金的提100~200℃,而且密度比基體鈦合金的小[9],能滿足超高速飛行器結(jié)構(gòu)材料的輕質(zhì)、耐高溫要求。其中,原位自生 TiB晶須(TiBw)增強(qiáng)復(fù)合材料因 TiB 增強(qiáng)相與基體之間具有良好的界面結(jié)合性 而 受 到 研 究 者 們 的 關(guān) 注,并 成 為 研 究 熱點(diǎn)[10-12]。然而,鈦基復(fù)合材料的室溫塑性較差,且隨著增強(qiáng)體含量的增加而變得越來越差,這嚴(yán)重降低了材料的服役可靠性及后續(xù)加工成形能力,極大制約著鈦基復(fù)合材料的發(fā)展與應(yīng)用。

熱加工可以細(xì)化金屬基材料組織,改善材料的室溫脆性并提高材料的塑性。計(jì)波等[13]通過在合適溫度區(qū)間熱擠壓制備得到塑性和強(qiáng)度匹配較好的TiB+TiC/Ti6Al4V 復(fù)合材料;呂維潔等[14]通過分析不同等溫?zé)嶙冃喂に囅碌娘@微組織,確定了 TiB+La2O3 增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料的最佳變形工藝;朱立洋[15]研究發(fā)現(xiàn),TiBw/Ti-6Al-4V 鈦 基 復(fù) 合 材 料 經(jīng)等溫多向鍛造后,TiBw 增強(qiáng)相均勻分布,復(fù)合材料的強(qiáng)度提高。近α鈦合金經(jīng)過劇烈的塑性變形后,其強(qiáng)度和塑性顯著提高[16]

;TiBw 增強(qiáng)相的引入降低了鈦基復(fù)合材料的成形性能.但是目前鮮見有關(guān)熱加工工藝,特別是鍛造工藝對(duì) TiBw 增強(qiáng)近 α鈦基復(fù)合材料顯微組織影響的報(bào)道。為此,作者在前期研究的基礎(chǔ)上,以自制的短時(shí)應(yīng)用近α高溫鈦合金為基體合金[17],以原位自生 TiBw 為增強(qiáng)相制備鈦基復(fù)合材料,研究不同應(yīng)變速率、不同變形量單道次單向鍛造以及單道次多向鍛造條件下的顯微組織,為 TiBw 增強(qiáng)近 α鈦基復(fù)合材料的鍛造工藝優(yōu)化及航天構(gòu)件的制造提供試驗(yàn)依據(jù)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

采用真空非自耗電弧熔煉爐制備名義成分為3% (體 積 分 數(shù) )TiBw/Ti-6Al-4Sn-10Zr-1Mo-1Nb1W-0.3Si的復(fù)合材料紐扣錠,每個(gè)紐扣錠的質(zhì)量為50g,反復(fù)熔煉3次以保證成分均勻;對(duì)紐扣錠進(jìn)行650 ℃×8h的退火處理以消除鑄造應(yīng)力。由圖1

可知:鈦基復(fù)合材料中 TiBw 增強(qiáng)相分布不均勻,且長徑比較大,TiBw 主要聚集在原始β相晶界處;基體組織中并未觀察到晶界 α相和較大 α集束的存在,α相呈細(xì)小層片狀并雜亂地分布在β晶粒內(nèi),這是因?yàn)樵谀踢^程中,較大的過冷度使復(fù)合材料中片層α相在β晶粒內(nèi)部形核長大,同時(shí) TiBw 的添加為片層α相的生成提供了形核質(zhì)點(diǎn)[18]。

利用線切割法平行切去鑄錠少量外圓部分,以保證鍛造過程中試樣不發(fā)生滑動(dòng)。采用連續(xù)升溫金相法測得基體合金的α+β→β轉(zhuǎn)變溫度為(960±5)℃。將鑄錠 置 于 熱 處 理 爐 中,升 溫 至 1020 ℃ 并 保 溫20min,在 YD32S-400型號(hào)四柱液壓機(jī)上進(jìn)行單道次單向鍛造和單道次多向鍛造,在鍛造過程中用石棉包裹鑄錠。單道次單向鍛造時(shí)的鍛造工藝參數(shù):固定 變 形 量 70%,應(yīng) 變 速 率 分 別 為 0.01,0.05,0.10s-1;固定 應(yīng) 變 速 率 0.05s-1,變 形 量 分 別 為30%,50%,70%。單道次多向鍛造時(shí),分 別 在 x,y,z 三個(gè)方向進(jìn)行鍛造,變形量均為30%,應(yīng)變速率均為0.05s-1。鍛造結(jié)束后,試樣空冷至室溫。

將試樣從中間剖開,研磨、拋光,用 Kroll試劑(蒸餾水、硝酸、氫氟酸的體積比為92∶5∶3)腐蝕后,在 Queet250型場發(fā)射掃描電子顯微鏡的背散射電子(BSE)模式和二次電子(SE)模式下觀察微觀形貌。根據(jù)像素法原理用ImageJpro軟件統(tǒng)計(jì)組織中各相的面積分?jǐn)?shù)。分別在鍛造態(tài)試樣中心位置和鑄態(tài)紐扣錠上截取尺寸為?4mm×6mm 的壓縮試樣,Instron5569R 型萬能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫壓縮試驗(yàn),壓縮應(yīng)變速率為5×10-4s-1。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 單向鍛造時(shí)應(yīng)變速率對(duì)顯微組織的影響

由圖2可以看出:不同應(yīng)變速率下單向鍛造后,復(fù)合材料中 TiBw 增強(qiáng)相垂直于鍛造方向均勻分布于基體中;當(dāng)應(yīng)變速率較大時(shí),TiBw 增強(qiáng)相與基體變形不協(xié)調(diào),導(dǎo)致大量 TiBw 增強(qiáng)相折斷,而當(dāng)應(yīng)變速率較小時(shí),TiBw 增強(qiáng)相與基體間實(shí)現(xiàn)協(xié)調(diào)變形,TiBw 增強(qiáng)相破碎程度小,大部分 TiBw 仍保持較大的長徑比。當(dāng)應(yīng)變速率為0.10s-1 時(shí),復(fù)合材料基體組織主要由粗大的層片狀初生α相(面積分?jǐn)?shù)約為45%)和大量β轉(zhuǎn)變組織組成,同時(shí) TiBw 增強(qiáng)相附近有少量等軸α相存在。這是因?yàn)?在較大的應(yīng)變速率下,復(fù)合材料的變形時(shí)間較短,終鍛溫度較高,初生α相 生 長 較 快,因 此 呈 粗 大 的 層 片 狀[18]。

較短的變形時(shí)間還導(dǎo)致初生α相的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶來不及充分進(jìn)行,但由于變形時(shí) TiBw 增強(qiáng)相附近形成位錯(cuò)塞積,而產(chǎn)生的較高的畸變能為再結(jié)晶提供了足夠的能量,因此 TiBw 增強(qiáng)相附近存在少量等軸α相;變形完成后,β相在降溫過程中發(fā)生β→α相變,形成β轉(zhuǎn)變組織,β轉(zhuǎn)變組織由非常細(xì)小的次生 α片層和層片間 β相組成。當(dāng) 應(yīng) 變 速 率 為 0.05s-1時(shí),基體組織由少量層片狀α相、等軸α相和β轉(zhuǎn)變組織組成,層片狀α相的長徑比減小,等軸α相主要在 TiBw 增 強(qiáng) 相 附 近 聚 集,其 含 量 比 應(yīng) 變 速 率 為0.10s-1 時(shí)的明顯增加,這是由于變形時(shí)間變長后部分層片狀初生α相發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶導(dǎo)致的,變形時(shí)間變長還導(dǎo)致終鍛溫度的降低,使得β轉(zhuǎn)變組織含量減少。當(dāng)應(yīng)變速率為0.01s-1 時(shí),復(fù)合材料基體組織為大量的等軸α相和少量β轉(zhuǎn)變組織,其中等軸α相面積分?jǐn)?shù)約為75%。由此可知,隨著應(yīng)變速率的降低,復(fù)合材料的變形時(shí)間延長,基體組織的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶更為充分,組織中的等軸α相含量增加,層片狀α相與β轉(zhuǎn)變組織減少。雖然鍛造起始溫度在β相變點(diǎn)以上,但不同應(yīng)變速率下復(fù)合材料的基體組織均為兩相區(qū)鍛造組織,這是由于鑄錠的尺寸很小,溫度下降較快導(dǎo)致的。

2.2 單向鍛造時(shí)變形量對(duì)顯微組織的影響

由圖3可以看出,隨著單向鍛造變形量的增加,復(fù)合材料中 TiBw 增強(qiáng)相呈定向排列的趨勢越發(fā)明顯,基體組織變得更加細(xì)小。當(dāng)單向鍛造的變形量為30%時(shí),TiBw 增強(qiáng)相雖在基體中趨向于定向排列,但局部仍可觀察到TiBw 增強(qiáng)相團(tuán)簇聚集的現(xiàn)象

2.4 壓縮性能

由圖5可知,鑄態(tài)和多向鍛造態(tài)復(fù)合材料的壓縮曲線上無明顯的屈服平臺(tái)。多向鍛造態(tài)復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度為1512MPa,抗壓強(qiáng)度為1802 MPa;鑄態(tài)復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度為1310 MPa,抗壓強(qiáng)度為1701MPa。多向鍛造后復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度提高了15.1%,抗壓強(qiáng)度提高了5.9%。這是由于:一方面,多 向 鍛 造 后 基 體 組 織 中 α 相 明 顯 細(xì) 化,且TiBw 增強(qiáng)相在基體中的分布更加均勻,變形時(shí)基體組織能夠更快速地將載荷轉(zhuǎn)移到起到承載強(qiáng)化作用的增強(qiáng)相中;另一方面,多向鍛造后β轉(zhuǎn)變組織中的細(xì)小次生α相起到彌散強(qiáng)化作用,從而提高了復(fù)合材料的強(qiáng)度。

3 結(jié) 論

(1)不同應(yīng)變速率下單向鍛造后,鈦基復(fù)合材料中 TiBw 增強(qiáng)相垂直于鍛造方向均勻分布,隨著應(yīng)變速率的增大,TiBw 增強(qiáng)相的破碎程度增大,基體組織中等軸α相的含量降低,且主要分布在 TiBw增強(qiáng)相附近,層片狀α相和β轉(zhuǎn)變組織的含量增加;隨著變形量的增加,TiBw 增強(qiáng)相垂直于鍛造方向定向排列的趨勢更加明顯,TiBw 增強(qiáng)相破碎程度增大,基體組織中等軸 α相含量增加,且主要分布在TiBw 增強(qiáng)相附近,層片狀α相和β轉(zhuǎn)變組織的含量降低。

(2)多向鍛造后,基體中的 TiBw 增強(qiáng)相破碎,分布無明顯取向,基體組織為層片狀α相和β轉(zhuǎn)變組織;與邊緣位置相比,鈦基復(fù)合材料中心位置的層片狀α相的長徑比較小,β轉(zhuǎn)變組織含量較高;鈦基復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度、抗壓強(qiáng)度分別為1512,1802MPa,與鑄態(tài)復(fù)合材料的相比分別提高了15.4%,5.9%。