2.2 对拉伸性能的影响
由图3可以看出,随着锻造温度的升高,TA15 钛合金沿流线方向的抗拉强度和屈服强度均降低。 结合表2分析可知:随锻造温度升高,初生αp 相含量减少,相应的片层状α相含量增加,并且片层状α 相的长宽比增大;当位错穿过同一集束尺寸的片层 状次生α相时,位错的垂直滑移距离缩短,位错塞积 程度降低[11],因此强度降低。此外,在较高温度下 锻造后,片层状次生α相排列较为整齐,而随着锻造 温度降低,次生α相排列混乱度增加,起到了弥散强 化的作用[12] ;在拉伸过程中,位错在滑移过程中所 遇到的阻力增强,导致大量位错塞积在弥散的强化 相中,因此合金强度增加[13]。
由图4可以看出:随着锻造温度的降低,TA15 钛合金3个方向的抗拉强度均增加;在tβ-15 ℃和 tβ-30 ℃下进行锻造,锻件3个方向的抗拉强度极 差分别为24,23MPa,在tβ-50℃下锻造后,3个方 向的抗拉强度极差减小到10 MPa。钛合金的断裂 过程与裂纹扩展路径的曲折程度有关,而影响裂纹扩展路径的主要因素是 α相的形态和含量。由于 α/β相界面的结合能较弱,裂纹通常沿着 α/β相界 面扩展。当裂纹扩展方向与 α/β相界面保持一致 时,裂纹沿 α/β相界面扩展;而当裂纹扩展方向与 α/β相界面不一致时,裂纹将产生停滞效应或被迫 改变扩展方向,从而消耗更多的能量[14]。较高温 度锻造 后 合 金 中 大 量 α相 以 片 层 状 组 织 形 式 存 在,而片层状 α相 集 束 的 不 同 取 向 会 阻 碍 裂 纹 扩 展,裂纹穿越集束边界时改变方向,形成裂纹分叉 并萌生二次裂纹,这些过程均需消耗更多的能量。 片层α相集 束 由 于 具 有 较 强 的 方 向 性,其 断 裂 过 程也存 在 较 强 的 方 向 性[15]。在 较 低 温 度 下 锻 造 时,TA15钛 合 金 的 显 微 组 织 中 存 在 大 量 球 状 αp 相,当裂纹穿过球状 αp 相时无需改变裂纹扩展方向,扩展路 径 不 分 叉,无 需 消 耗 更 多 能 量,因 此 抗 拉强度极差较小[16]。
2.3 对拉伸断口形貌的影响
TA15钛合金在(α β)相区锻造并沿流线方向 拉伸后的试样宏观上呈杯锥状形态,断口上存在纤 维区、放射区和剪切唇3个区域,如图5(a)所示,试 样有明显颈缩现象,表明为韧性断裂。由图5(b)~ (d)可知:在tβ-50 ℃下锻造后,TA15钛合金沿流 线方向拉伸后的断口纤维区存在大量较深的等轴状 韧窝,表明其在断裂过程中吸收能量较高;而在tβ30 ℃和tβ-15 ℃下锻造后,拉伸断口纤维区虽仍 以韧窝为主,但韧窝较浅。结合显微组织分析可知, 含有大量球状初生αp 相的锻件韧窝较深,而含有较 多较细长片层状α相的锻件韧窝较浅。
拉伸断裂过程是裂纹形核和长大的过程。钛合 金的α/β相界面是潜在的裂纹形核源。较多初生αp 相的存在减少了裂纹形核源,在塑性变形过程中优 先出现屈服现象,在位错扩展过程中裂纹扩展的有 效距离增加,形成较深韧窝[17]。片层状组织为裂纹 形核提供大量形核位置,对应力集中起分散效应,且 片层状α相中位错扩展的有效滑移距离较短[18],因 此在含有较多较细长片层状α相的组织中,形成较 浅的韧窝。
3 结 论
(1)经(α β)相区锻造后,随着锻造温度降低, TA15钛合金中球状初生αp 相含量增加,片层状次 生α相含量减少,厚度减小,合金强度增大,在tβ50 ℃ 下 锻 造 后,沿 流 线 方 向 的 抗 拉 强 度 达 973 MPa。
(2)随着锻造温度降低,TA15 钛合金流线方 向、宽度方向和厚度方向的抗拉强度极差减小。
(3)TA15钛合金在(α β)相区锻造后的室温 拉伸断口均为韧性断口,随着锻造温度降低,拉伸断 口纤维区韧窝变深。
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