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    瀏覽:- 發布日期:2022-01-26 09:48:33【

    田玉晶,孫世臣,胡 辰,方曉英,趙而團

    (山東理工大學機械工程學院,淄博 255022)

    摘 要:對含體積分數3%TiBw 增強相的近 α高溫鈦基復合材料進行不同應變速率(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,研究鍛造工藝對復合材料顯微組織的影響。結果表明:不同應變速率下單向鍛造后,復合材料中 TiBw 增強相垂直于鍛造方向均勻分布,隨著應變速率的增加,TiBw 增強相的破碎程度增大,等軸α相的含量降低,層片狀α相和β轉變組織的含量增加;隨著變形量的增加,TiBw 增強相被碎程度增大,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轉變組織的含量降低。多向鍛造后,TiBw 增強相破碎,但分布無明顯取向,基體組織為層片狀α相和β轉變組織;多向鍛造態復合材料的屈服強度、抗壓強度分別為1512,1802MPa,比鑄態復合材料的分別提高了15.4%,5.9%。

    關鍵詞:鈦基復合材料;鍛造;應變速率;變形量;顯微組織

    中圖分類號:TG316.3 文獻標志碼:A 文章編號:1000-3738(2020)07-0012-06

    0 引 言

    隨著新一代空天飛機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,飛機或飛行器表 面 的 溫 度 已 超 過 目 前 應 用 較 成 熟 的 Ti1100、IMI834、BT36、Ti600 等 高 溫 鈦 合 金 的 溫 度 極 限(600 ℃)[1-2],因此迫切需要發展綜合性能更好的輕質高溫結構材料。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,成本相對較高,因此應用范圍嚴重受限[3-4]。根據高速飛行器短時應用的特點,國內多家研究機構對600 ℃以上短時應用高溫鈦合金進行了相關研究,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用范圍。非連續增強鈦基復合材料相對于傳統鈦合金具有更高的比強度、比模量以及更優異的耐磨性能、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構材料的輕質、耐高溫要求。其中,原位自生 TiB晶須(TiBw)增強復合材料因 TiB 增強相與基體之間具有良好的界面結合性 而 受 到 研 究 者 們 的 關 注,并 成 為 研 究 熱點[10-12]。然而,鈦基復合材料的室溫塑性較差,且隨著增強體含量的增加而變得越來越差,這嚴重降低了材料的服役可靠性及后續加工成形能力,極大制約著鈦基復合材料的發展與應用。

    熱加工可以細化金屬基材料組織,改善材料的室溫脆性并提高材料的塑性。計波等[13]通過在合適溫度區間熱擠壓制備得到塑性和強度匹配較好的TiB+TiC/Ti6Al4V 復合材料;呂維潔等[14]通過分析不同等溫熱變形工藝下的顯微組織,確定了 TiB+La2O3 增強鈦基復合材料的最佳變形工藝;朱立洋[15]研究發現,TiBw/Ti-6Al-4V 鈦 基 復 合 材 料 經等溫多向鍛造后,TiBw 增強相均勻分布,復合材料的強度提高。近α鈦合金經過劇烈的塑性變形后,其強度和塑性顯著提高[16]

    ;TiBw 增強相的引入降低了鈦基復合材料的成形性能.但是目前鮮見有關熱加工工藝,特別是鍛造工藝對 TiBw 增強近 α鈦基復合材料顯微組織影響的報道。為此,作者在前期研究的基礎上,以自制的短時應用近α高溫鈦合金為基體合金[17],以原位自生 TiBw 為增強相制備鈦基復合材料,研究不同應變速率、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 增強近 α鈦基復合材料的鍛造工藝優化及航天構件的制造提供試驗依據。

    1 試樣制備與試驗方法

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

    可知:鈦基復合材料中 TiBw 增強相分布不均勻,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相呈細小層片狀并雜亂地分布在β晶粒內,這是因為在凝固過程中,較大的過冷度使復合材料中片層α相在β晶粒內部形核長大,同時 TiBw 的添加為片層α相的生成提供了形核質點[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生滑動。采用連續升溫金相法測得基體合金的α+β→β轉變溫度為(960±5)℃。將鑄錠 置 于 熱 處 理 爐 中,升 溫 至 1020 ℃ 并 保 溫20min,在 YD32S-400型號四柱液壓機上進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。單道次單向鍛造時的鍛造工藝參數:固定 變 形 量 70%,應 變 速 率 分 別 為 0.01,0.05,0.10s-1;固定 應 變 速 率 0.05s-1,變 形 量 分 別 為30%,50%,70%。單道次多向鍛造時,分 別 在 x,y,z 三個方向進行鍛造,變形量均為30%,應變速率均為0.05s-1。鍛造結束后,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。根據像素法原理用ImageJpro軟件統計組織中各相的面積分數。分別在鍛造態試樣中心位置和鑄態紐扣錠上截取尺寸為?4mm×6mm 的壓縮試樣,Instron5569R 型萬能材料試驗機上進行室溫壓縮試驗,壓縮應變速率為5×10-4s-1。

    2 試驗結果與討論

    2.1 單向鍛造時應變速率對顯微組織的影響

    由圖2可以看出:不同應變速率下單向鍛造后,復合材料中 TiBw 增強相垂直于鍛造方向均勻分布于基體中;當應變速率較大時,TiBw 增強相與基體變形不協調,導致大量 TiBw 增強相折斷,而當應變速率較小時,TiBw 增強相與基體間實現協調變形,TiBw 增強相破碎程度小,大部分 TiBw 仍保持較大的長徑比。當應變速率為0.10s-1 時,復合材料基體組織主要由粗大的層片狀初生α相(面積分數約為45%)和大量β轉變組織組成,同時 TiBw 增強相附近有少量等軸α相存在。這是因為:在較大的應變速率下,復合材料的變形時間較短,終鍛溫度較高,初生α相 生 長 較 快,因 此 呈 粗 大 的 層 片 狀[18]。

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