第35卷1999 第1期年1月金属学报ACTA METALLURGICA SINICAVol.35No.1January1999钛合金高温形变强韧化机理*周义刚 曾卫东 李晓芹 俞汉清(西北工业大学材料科学与工程学院,西安710072)曹春晓(北京航空材料研究院,北京100095)摘 要 详细研究并讨论了钛合金高温形变强韧化机理.结果表明,三态组织中少量等轴 相与基体 相没有固定的位向关系,位错容易找到可开动的滑移面,对变形起着协调作用,因而合金具有较高的塑性;大量网篮交织的条状 ,不仅增加了相界面,提高了合金的强度与抗蠕变能力,而且不断改变裂纹扩展方向,导致裂纹路径曲折、分枝多,断裂韧性好.新的变形理论适用于 ,近 ,( + )和近 型钛合金.关键词 高温形变,强韧化机理,三态组织,钛合金中图法分类号 T G146.2 文献标识码 A 文章编号 0412-1961(1999)01-0045-48AN INVESTIGATION OF HIGH-TEMPERATURE DEFORMA TION STRENGTHENING AND TOUGHENINGMECHANISM OF TITANIUM ALLOYZ H O U Yigang,ZEN G Weidong,LI Xiaoqin,YU H anqingCol lege of M aterials Science and Engineering,Northw estern Polytechnical Universi ty,Xi an710072CAO Chunx iaoBeijing Institute of Aeronauti cal M aterials,Beijing100095Cor resp ondent:ZH OU Yigang,p r o f essor,Tel:(029)8493939,Fax:(029)8491000,E-mail:z engjiang@M anuscript received1998-05-12,in revised form1998-08-11ABSTRAC T T he high-temperature deformation strengthening and toug hening mechanisms have been investigated.It is found that equiax ed alpha phases in tri-modal m icrostructure have no inherent orien taion w ith transformed beta m atrix,dislocations can easily find their slip plane,so they give coordination of materials deform ation,and result in higher ductility.The striature alpha phases not only increase the strength and creep properties,but also change the cracks propagation directions,thus cracks make a more w inding w ay along or cross grain boundary between striature alpha phases,and materials show a higher fracture toug hness.T his new deformation theory applies to ,near ,( + )and titanium alloys. KEY W ORDS hig h-tem perature deformation,streng thening and toug hening mechanism,tri-modal microstructure,titanium alloy国内外对( + )钛合金的变形通常是在相变点以下3050!进行,称为常规锻造.常规锻造获得的等轴组织具有室温强度高、塑性好等优点,但其高温性能、抗疲劳裂纹扩展能力和断裂韧性较差[1].50年代后期,C roan等人[2]提出了 锻造工艺,其优点是提高了合金的抗蠕变性能、冲击和断裂韧性,但是明显降低塑性和热稳定性,导致∀ 脆性#和∀组织遗传性#[3].60年代初,She egarev等人[4]提出的形变热处理理论,有效地提高了合金的强度和韧性,但是*收到初稿日期:1998-05-12,收到修改稿日期:1998-08-11作者简介:周义刚,男,1930年生,教授锻后水冷的组织在随后的低温时效过程中分解,降低合金的热稳定性.因此,如何解决钛合金强度-塑性-韧性的相互匹配,一直是钛合金科学工作者努力解决的课题.本文提出的钛合金高温形变强韧化工艺(又称近 锻造工艺),是在相变点以下1015!加热、变形.为控制变形温度,以坯料的平均相变点确定名义加热温度,并采用金相试样法测定和控制炉温精度.变形后快淬的锻件经两次高温加一次低温的强韧化处理后,获得由一定数量的等轴初生 、条状 构成的网篮和转变 基体组成的三态组织,从而克服了以往研究的不足,使合金的强度-塑性-韧性得以兼顾.1 高温形变强韧化的设计文献[5]指出,魏氏 的断裂韧性和抗蠕变能力比等轴 好.单就提高合金蠕变性能和断裂韧性而言,应尽量增加合金组织中魏氏 相的相对含量,但要受塑性下降的限制,等轴初生 含量不能过低.研究结果证明[6],只要组织中含有10% 15%的等轴 ,塑性不会过于下降,超过20%对塑性也无裨益,而会抑制其它性能的发挥.因此,钛合金强韧化设计的理论基础是将初生 含量控制在20%左右,可获得强度-塑性-韧性的最佳匹配.TC11(Ti-6.5Al-3.5Mo -1.5Zr -0.3Si(质量分数,%))合金等轴初生 含量( ,体积分数)随加热温度的变化关系见图1.由图可以看出,加热温度低于960!时图1 TC11合金加热温度与等轴 含量的关系Fig.1 Correlation betw een the volume fraction of equiaxed alpha ( )and theheating temperatur e of T C11alloy ∃equiax ed %transfor med(相变点以下40!左右),初生 含量随温度的变化不大;只有当温度升高到相变点以下10 15!时,初生 才能迅速降至10% 15%,加上变形及热处理发生的再结晶增加的10%左右的等轴 相,可以使 相的总含量控制在20%左右.2 实验结果与分析2.1 显微组织从图2可以看到,传统的常规锻造获得等轴组织(图2a ), 锻造获得网篮组织(图2c ),而近 锻造得到三态组织(图2b).三态组织是由体积分数(下同)分别为10% 20%的等轴 ,50% 60%网篮交织的条状 和转变 基体构成的多层次组织.等轴 是坯料加热未超过相变点而被保留下来的;一定宽长比的条状 是变形及冷却产生的次生 相在均匀化和高温处理时进一步聚集长大形成的.由于变形后采用快速水冷,保留了大量的晶体缺陷,因而结晶核心多,条状 和转变 基体中的魏氏 相尺寸细小、无固定方式排列且呈网篮状交织.2.2 力学性能从表1中可以看出,等轴 相的含量对室温强度无明显影响,常规、近 和 锻造处于同一水平.这与Henning 等人[7]的研究一致.但其高温性能有明显差异,近 锻造样品520!的高温性能相当于常规锻造样品500!的性能水平.520!,100h,300MPa 条件下的蠕变性能明显优于常规锻造(表2),其原因与三态组织中交织分布的条状 和片间 条内点状析出物(图3)阻碍位错滑移有关[8].近 锻造的塑性和热稳定性与常规锻造处于同一数量级,即使试样经过520!,100h 热暴露后,!值仍保持在30%左右,未出现脆性和失稳现象(表1);疲劳-蠕变交互作用寿命高于常规锻造的性能水平,主要是拉伸保时过程中蠕变应图2 常规锻、近 锻和 锻获得的显微组织Fig.2 Opt ical microstr uctures developed by conv entional for ging,near beta for ging and beta forg ing (a)equiaxed microstr ucture developed by conventional forg ing (b)tr i-modal microstructure developed by near beta forg ing (c)lamellar micr ostructur e developed by beta forg ing46金 属 学 报35卷表1 T C11钛合金的室温拉伸性能和热稳定性Table 1 Roo m-temperatur e tensile and thermal stability of T C11alloy For ging method Room-emperatur e tensile proper ty∀b ∀0.2#!M Pa M Pa %% T hermal stability 500!,100h 500!,100h ∀b #!∀b #!M Pa %%M P a %%Conventional 1061101814.846.2108714.038.8108112.031.7N ear1098104916.843.8110915.037.7115316.636.6108399012.819.6106911.317.0109410.216.4表2 T C11钛合金的高温拉伸、持久和蠕变性能Table 2 High-temperature tensile ∀b (t),duration ∀b (d)and creep str ength (∃)o f T C11alloyFo rging met hod∀b (t),M Pa 500!520! ∀b (d),M Pa 500!,100h520!,100h∃,% 500!,100h,343M P a520!,100h,343M PaConvent ional 748698598-0.1290.224N ear7747497066070.1030.1347727617066080.0630.125表3 T C11钛合金的低周疲劳、疲劳蠕变性能和断裂韧性Table 3 L ow-cycle fatigue life,N f (l),fatigue-creep life,N f (c)and fracture toughness,K ,of T C11alloy Forg ing methodN f (l),cyc20!,715M PaN f (c),cyc520!,3min,480M P aK M Pa &m Conventional 6658252973.1N ear 14376829888.676311178091.9图3 三态组织中 条内析出物Fig.3 Separation substance in beta phase in tri -modal microstr ucture变积累和空洞形核机制不同造成的[9].近 锻造的断裂韧性值与 锻造的水平基本相当(表3).可见,近 锻造获得的三态组织,其力学性能具有明显的优越性.3 高温形变强韧化机理3.1 细观结构模型文献[10]指出,钛合金拉伸断裂的空洞,主要是由微区变形不均匀造成应力集中引起的,而这种微区变形不均匀的程度与滑移带的长度和间距有关.Terlinde 等人根据位错基本理论和对位错滑移模型的近似假设,推导出拉伸塑性应变∃mi n 同位错滑移带间距D 的关系表达式∃mi n =ln(1+0.15NbD)式中,∃m in 为拉伸塑性应变,N 为位错塞积的总数目,b 为Burgers 矢量长度,D 为滑移带之间的间距.可见,材料的塑性变形能力与位错滑移带间距呈相反的变化趋势,即随着滑移带间距的减小.材料断裂前所能承受的塑性变形能力增加,塑性值提高.本文采用干扰法测量了三种组织形态的滑移带平均间距D 分别为:等轴组织0.09%m,三态组织0.27%m,片状组织3.63%m.这足以说明三态组织的塑性远优于片状组织、接近于等轴组织水平的原因.3.2 强韧化机理已有研究表明,等轴和片状组织拉伸塑性明显差异的原因是两者的变形机理不一样[11].等轴组织材料的拉伸变形是在 相个别晶粒中以滑移开始的,随着变形程度的增加,滑移占据越来越多的 晶粒,并向周围的转变 组织扩展,滑移带间距小(0.09%m),晶界处位错塞积应力小.因而推迟了空洞的形核和发展,断裂前将产生更大的变形,从而获得更高的塑性.片状组织中由于同一 束具有47 1期周义刚等:钛合金高温形变强韧化机理相同的惯析面,位错能毫无阻碍地穿过互相平行的 束,垂直滑距长(3.63%m),易出现粗滑移带和微区变形不均匀,在晶界处易产生严重的位错塞积,促进空洞的形成和发展,导致试样过早断裂.三态组织中既有等轴 又有条状 ,因而是上述两种变形机理的综合.少量等轴 同基体没有固定的位向关系,位错容易找到可开动的滑移面,因而对变形起协调作用;同时,50%60%网篮交织的条状 降低了等轴 间的平均自由程[12],使滑移带间距减小(0.27%m),位错线分布均匀、细密,没有局部的位错严重塞积现象(图4),从而推迟了空洞的形核和发展,显示出较高的塑性.文献[13]指出,造成片状和等轴组织断裂韧性不同的原因,主要与裂纹扩展路径和曲折程度有关.三态组织中,由于含有50%60%厚度为35%m的条状 相,裂纹不能象在等轴组织中那样平直地穿过转变 基体中的魏氏 相,只能沿着 / 相界面扩展或穿过 集束.若 集束的位向与主裂纹扩展方向相近,裂纹沿 片间通过;若 集束的位向与主裂纹走向很不一致,裂纹穿过集束,但裂图4 三态组织的位错形貌Fig.4 Dislocation morpholog y in tri-modal microstr ucture图5 三态组织中裂纹扩展路径Fig.5 Winding crack propagation path in tri-mo dal mi crostructure 纹扩展至集束边界,将产生停滞效应或被迫改变方向(图5).因此,裂纹随着 片和 集束位向的变化不断改变扩展方向.路径越曲折,消耗能量越多,断裂韧性越高.基于上述原因,三态组织不仅具有好的塑性,同时具有高的热强性和断裂韧性.4 结论(1)接近钛合金相变点的近 锻造,可获得由一定数量的等轴初生 ,条状 构成的网篮和转变 基体组成的三态组织.(2)三态组织既有好的塑性、又有高的强度和韧性的原因,取决于组织中不同成分的不同变形机理.少量等轴 对变形起着协调作用,推迟了空洞的形核和发展,断裂前将产生更大的变形,从而显示较高的塑性;大量网篮交织的条状 不仅增加了相界面,提高了合金强度与抗蠕变能力,而且裂纹扩展将随着 片和 集束的位相不断改变方向,导致裂纹路径曲折、分枝多,因而断裂韧性好.所以,三态组织是等轴和片状组织两种变形机理的综合.参考文献[1]Okad a M.In:Froes F H,Caplan I L eds.,Titanium 92,Scien ceand Technology,San Diego,Cali fornia,T MS,1992:1551[2]Croan L S,Ri zzitano F J.W AL Repor t401/268,Watertown ArsendLaboratories,Watertown,Mass,1958[3]Zhou Y G.A cta Metall Sin,1980;16:302(周义刚.金属学报,1980;16:302)[4]Sheegarev A S,Glyaooev A P.Research on High-Strength Alloysand Ref ined Grain.Moscow:Academy of Science Press,1963:142 &∋()∗+,−,./012∗+,3.455(∗-67+18/)97+: 57;7927<8:=59(1-+1=/8/>∗+/68:=;2/5>1( (1=.?758+1:4≅6-+7,Α333Β,1963:142)[5]Fenti man W P,Goosey R E.In:Jaffee R I,Promi sel N E eds.,T h eScience Te chn olog y and Application of T itanium.London:Pergamon Press,1970:987[6]Wang J Y,Ge Z M,Zhou Y B.Titanium Alloy in A viation I n dustry.Shanghai:Shanghai Sci ence Press,1985:221(王金友,葛志明,周彦邦.航空用钛合金.上海:上海科学技术出版社,1985:221)[7]Henning H J.DMIC Re port S-24,Defen se Metal s Information Center,Battelle M emorial Institute,1968[8]Zhou Y G,Zhang B C.Acta A eronautica A stronautica Sinica,1989;10(1):A64(周义刚,张宝昌.航空学报,1989;10(1):A64)[9]Zhou Y,Zh ou Y G,Yu H Q.A cta Metall Sin,1992;28:A132(周煜,周义刚,俞汉清.金属学报,1992;28:A132)[10]Terlinde G,Luetjering G.Metall Trans,1982;13A:1283[11]Zhou Y G,Zeng W D,Yu H Q.Mater Sci Eng,1996;A221:58[12]Tobin A.A D-A007427,1975[13]Minomi M,Kobayashi T.ISIJ I nt,1991;31:84848金 属 学 报35卷。