引言

鈦合金在工程材料領(lǐng)域中,尤其在航天領(lǐng)域是一種優(yōu)良材料,集鋼材、鋁等多種金屬材料諸多優(yōu)點(diǎn)于一身,其具有密度低、比強(qiáng)度高、耐腐蝕性好、耐高溫以及熱穩(wěn)定性好的特點(diǎn),在生物醫(yī)療、航空航天等工業(yè)領(lǐng)域應(yīng)用廣泛[1,2].根據(jù)合金內(nèi)部相的不同劃分為α型、近α型、α+β型、近β型、β型五種鈦合金.在實(shí)際生產(chǎn)中,鈦合金的經(jīng)典組織形態(tài)共有四類(lèi):魏氏組織、等軸組織、網(wǎng)籃組織和雙態(tài)組織,不同的組織對(duì)應(yīng)的各種力學(xué)性能差異很大[3].

合金組織結(jié)構(gòu)決定了其最終的使用性能,合理的顯微形貌組合可以很大程度上改善合金的綜合力學(xué)性能.TC11合金作為一種α+β型熱強(qiáng)鈦合金,具有良好匹配的熱強(qiáng)性和熱穩(wěn)定性,以及高達(dá)500℃的使用溫度,因而常用于生產(chǎn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)的壓氣機(jī)盤(pán)和葉片鍛件[4].由于航空航天領(lǐng)域?qū)τ谧陨硪�求的�?yán)格性,對(duì)TC11合金的熱強(qiáng)性和高溫壽命有著很高的標(biāo)準(zhǔn).因此,必須要有嚴(yán)格的加工工藝使得合金性能滿(mǎn)足使用要求.通過(guò)研究TC11合金熱加工過(guò)程中的組織演化,對(duì)變形機(jī)理和變形過(guò)程中組織演變規(guī)律進(jìn)行研究,為控制TC11合金的組織性能提供有效方案和工藝參數(shù).

Cui等[5]通過(guò)Ti-6Al-7Nb合金的等溫壓縮實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn),在低應(yīng)變速率、低應(yīng)變溫度下,變形主要由α相的再結(jié)晶與晶界滑移控制,在高應(yīng)變速率、高應(yīng)變溫度下,變形由β相的動(dòng)態(tài)回復(fù)控制;張曉園等[6]通過(guò)TC11熱變形實(shí)驗(yàn),發(fā)現(xiàn)合金在高溫變形發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的最佳參數(shù)是應(yīng)變速率1.0s-1,變形溫度1123~1213K.贠鵬飛等[7]研究發(fā)現(xiàn)TC11合金組織中初生α相的含量和尺寸對(duì)力學(xué)性能有較大影響;李賽毅等[8]通過(guò)退火處理發(fā)現(xiàn),片層組織等軸化程度與TC11合金結(jié)構(gòu)的再結(jié)晶程度呈正相關(guān),再結(jié)晶退火對(duì)優(yōu)化合金結(jié)構(gòu)晶粒的均勻性取向很有益;Nie等[9]通過(guò)研究TC18合金組織蠕變行為發(fā)現(xiàn),片層組織的抗蠕變性能優(yōu)于等軸組織,高溫下兩種顯微組織以{0002}基面上的位錯(cuò)滑動(dòng)為主.Shao等[10]通過(guò)對(duì)TC11合金雙退火 處理發(fā)現(xiàn),熱處理960℃/1h/AC+530℃/6h/AC,是獲得強(qiáng)度和塑性良好結(jié)合的最合適的熱處理工藝,變形過(guò)程中α相的滑移方式由單滑移變成多滑移.

以上研究人員對(duì)鈦合金特別是TC11合金在熱變形和熱處理過(guò)程中組織與性能關(guān)系進(jìn)行了大量的研究工作,但目前對(duì)于TC11合金在α+β相區(qū)之間的變形溫度微觀(guān)結(jié)構(gòu)變化規(guī)律和低溫、高溫力學(xué)性能研究仍然不足.本文通過(guò)使用熱模擬機(jī)對(duì)鈦合金TC11進(jìn)行熱壓縮實(shí)驗(yàn),然后對(duì)壓縮變形后的合金進(jìn)行了拉伸試驗(yàn),研究了變形溫度對(duì)鈦合金TC11組織演變的影響規(guī)律,以及合金不同顯微組織對(duì)其拉伸性能的影響,同時(shí)分析了合金的斷口形貌,進(jìn)一步研究了TC11合金組織強(qiáng)韌機(jī)化理,對(duì)促進(jìn)TC11合金更廣泛的應(yīng)用有著重要意義.

1、試驗(yàn)部分

1.1試驗(yàn)材料

研究材料為T(mén)C11(α+β)型鈦合金,采用真空感應(yīng)熔煉+真空電弧工藝冶煉制成,經(jīng)過(guò)多向鍛造均勻化開(kāi)坯,得到其初始鍛態(tài)組織.TC11合金名義成分為T(mén)i-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si,主要化學(xué)成分如表1所示,TC11合金的初始組織如圖1所示,初始組織為標(biāo)準(zhǔn)的雙態(tài)組織,灰暗色部分為α相,白亮色部分為β相.從初始鍛態(tài)材料切取尺寸為Ø16×30mm的圓柱型壓縮試樣.壓縮試樣的兩個(gè)端面應(yīng)該保證與試樣的軸線(xiàn)方向互相垂直.同時(shí),試樣的端面用砂紙打磨掉線(xiàn)切割痕跡,從而降低表面粗糙度到Ra1.6.

1.2試驗(yàn)方法

1.2.1熱壓縮試驗(yàn)

使用熱模擬試驗(yàn)機(jī)在溫度為890℃、920℃、950℃、980℃、1010℃五個(gè)條件下,在相同的恒定應(yīng)變速率10.0s-1的情況下進(jìn)行等溫?zé)釅嚎s試驗(yàn).將在不同溫度下壓縮后得到的拉伸試樣進(jìn)行編號(hào),890℃~1010℃依此對(duì)應(yīng)1~5號(hào)試樣.在熱模擬壓縮過(guò)程中,以10℃/s的升溫速度對(duì)試樣進(jìn)行升溫加熱.在加熱到壓縮溫度后,試樣保溫5min后使試樣整體溫度趨于均勻,之后進(jìn)行熱壓縮.在熱變形完成之后,立即對(duì)試樣進(jìn)行水淬,以保留其高溫變形后的微觀(guān)結(jié)構(gòu)顯微組織.將壓縮后的試樣沿軸線(xiàn)方向切割為軸對(duì)稱(chēng)的兩部分,分別用 240~3000目砂紙進(jìn)行打磨至表面無(wú)明顯劃痕,用拋光機(jī)進(jìn)行表面磨拋至明亮鏡面,在室溫下用HNO₃∶HF∶H₂O=3∶1∶10的腐蝕液腐蝕30s,最后用光學(xué)顯微鏡和電子顯微鏡觀(guān)察其顯微組織.

1.2.2高溫拉伸試驗(yàn)

進(jìn)一步利用萬(wàn)能力學(xué)試驗(yàn)機(jī)對(duì)每一熱壓縮試樣進(jìn)行不同溫度下的拉伸試驗(yàn).拉伸試樣的取樣方式、位置和試樣的尺寸如圖2所示,試驗(yàn)溫度分為400℃和600℃兩組,拉伸時(shí)應(yīng)變速率全部采用10^-4s^-1.在拉伸前,采用三段式電阻爐加熱方式,上中下段溫度差控制在10℃內(nèi),將拉伸樣加熱到實(shí)驗(yàn)溫度,并保溫3min,而后進(jìn)行實(shí)驗(yàn).拉伸前用砂紙將樣品的標(biāo)距段表面與兩側(cè)的線(xiàn)切割痕跡打磨掉,避免集中應(yīng)力的影響,減小誤差.將拉伸實(shí)驗(yàn)的應(yīng)力應(yīng)變數(shù)據(jù)記錄下來(lái),之后用公式將其轉(zhuǎn)變?yōu)檎鎽?yīng)力真應(yīng)變曲線(xiàn),同時(shí)得到相應(yīng)的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度以及延伸率.拉伸試樣編號(hào)與壓縮試樣相同.在拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)束后,立刻對(duì)試樣進(jìn)行水淬,以保留其微觀(guān)斷口形貌,并用SEM進(jìn)行觀(guān)察.

 

2、結(jié)果與

討論

2.1不同變形溫度下的顯微組織

將不同變形溫度的樣品沿著軸向方向切開(kāi),觀(guān)察其縱截面的微觀(guān)結(jié)構(gòu),如圖3所示,其為五個(gè)變形溫度下壓縮的中心區(qū)域顯微組織結(jié)構(gòu),圖片中,亮白色區(qū)域是α相,暗黑色區(qū)域是β相.圖3(a)是變形溫度為890℃的1號(hào)試樣,由金相組織可以看出,此時(shí)α相基本上都是細(xì)長(zhǎng)條的、連續(xù)的片層狀,與圖1的原始雙態(tài)組織相比,發(fā)生了明顯的變化,α相的長(zhǎng)度很大,大部分超過(guò)了20μm,其片層厚度大約在2~3μm.

在圖3(b)中,細(xì)長(zhǎng)條層狀的α相變?yōu)榇制瑢拥?alpha;相,且α相的長(zhǎng)度減小,均小于20μm,其片層厚度有所提升,平均約為4μm;圖3(c)是變形溫度為3號(hào)試樣的微觀(guān)組織樣貌,此時(shí),長(zhǎng)的片層α相變成了大的塊狀的近似等軸α相,β轉(zhuǎn)變基體上析出了少許的針狀α相,彌散分布整齊排列著.當(dāng)熱變形溫度為980℃的4號(hào)試樣如圖3(d)所示,此時(shí)微觀(guān)組織內(nèi)部的α相含量急劇減少.同時(shí)α相的晶粒尺寸急劇很小,平均晶粒尺寸在10μm以下,短棒片層α相基本球化為等軸的α相,未轉(zhuǎn)化的α相也具有了向等軸α相球化轉(zhuǎn)變的趨向,其縱向的方向上出現(xiàn)了明顯的斷裂趨勢(shì);在β轉(zhuǎn)變基體上,析出的針狀α相含量變得更多且更加清晰,其交錯(cuò)排列.

如圖3(e)所示,微觀(guān)組織中的α相完全轉(zhuǎn)化為β相,β相的晶粒變的非常的粗大,可以看到其非常明顯的晶粒邊界,在魏氏組織內(nèi)部,可以看到排列一致的針狀α相,完整的一個(gè)β晶粒的尺寸大約為50μm.

當(dāng)變形溫度為890℃,此時(shí)處于兩相區(qū),變形溫度略高于α相轉(zhuǎn)變溫度,α相的含量非常高,β轉(zhuǎn)變基體的含量非常少;當(dāng)熱變形溫度上升到920℃時(shí),此時(shí)鈦合金的顯微組織產(chǎn)生了相變,即α相向著β相轉(zhuǎn)變,β轉(zhuǎn)變基體的含量增加了小部分,α相隨著溫度的升高,在能量的驅(qū)動(dòng)下吞并了非常細(xì)小的等軸α相,使得細(xì)長(zhǎng)條層狀的α相變?yōu)榇制瑢拥?alpha;相;變形溫度為950℃時(shí),β轉(zhuǎn)變基體含量的增加將α相隔開(kāi),阻礙了α相的合并生長(zhǎng),導(dǎo)致大部分α相以相對(duì)較大的尺寸等軸形狀存在,很小部分的α相以細(xì)小等軸α相存在于β轉(zhuǎn)變基體的晶界上,同時(shí)β轉(zhuǎn)變基體上因?yàn)榧彼俚睦鋮s,析出了少許的針狀α相.當(dāng)熱變形溫度上升至980℃時(shí),由于變形溫度很接近β相變溫度,此時(shí)微觀(guān)組織內(nèi)部的α相含量急劇減少.溫度的升高,進(jìn)一步的促進(jìn)著α→β相的發(fā)生,組織中發(fā)生β轉(zhuǎn)變基體的比重逐漸增大;當(dāng)熱變形的溫度增加到1010℃時(shí),此時(shí)的熱變形溫度高于β相轉(zhuǎn)變溫度1005℃,微觀(guān)組織中的α相完全轉(zhuǎn)化為β相,形成了明顯的魏氏組織.

圖4為不同變形溫度下的掃描電鏡的圖片.由SEM圖可以清楚地觀(guān)察到顯微組織內(nèi)部的具體情況,在SEM圖中,亮白色部分為β轉(zhuǎn)變基體,暗黑色部分為α相.圖4(a)是變形溫度在920℃下的微觀(guān)組織,細(xì)長(zhǎng)條的α相緊密排列在一起,β基體含量很少且β基體上的析出相也很少,呈單一排列方向.在圖4(b)中,可以清楚的看到許多的等軸α相,以及在α、β相界上產(chǎn)生的很小的再結(jié)晶晶粒,β基體上析出的針狀α相數(shù)量明顯增多,且針狀α相的厚度相對(duì)于920℃的微觀(guān)組織更細(xì)小.在圖4(c)中,β基體的含量遠(yuǎn)高于920℃、950℃時(shí)產(chǎn)生的β基體,基體上析出的大量針狀α相交錯(cuò)排列,形成了典型的鈦合金網(wǎng)籃組織[11].在980℃的溫度下,α/β相界上產(chǎn)生的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒獲得了很高的能量從而長(zhǎng)大成為等軸α相,厚片層的α相吞并了周?chē)�的尺寸相�?duì)較小的片層α相,長(zhǎng)度、厚度尺寸變得很大.同時(shí)可以觀(guān)察到,隨著溫度的升高,變形試樣中出現(xiàn)的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒越多,等軸再結(jié)晶晶粒數(shù)量的增加,表明動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的程度增加[12].擴(kuò)散會(huì)隨著溫度的升高而增加,這與變形溫度越高,動(dòng)態(tài)再結(jié)晶越容易發(fā)生是一致的,同時(shí)還發(fā)現(xiàn),動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的尺寸隨著溫度的升高幾乎沒(méi)有長(zhǎng)大,此時(shí)消耗的能量主要發(fā)生在相變上[13,14].

圖4(d)是β晶粒內(nèi)部的微觀(guān)組織,是典型的鈦合金魏氏組織,β晶粒尺寸很大,其內(nèi)部的析出相整齊排列,形成緊密排列的許多三角形.

在熱變形之后,壓縮試樣的各個(gè)部位發(fā)生了不均勻的形變,各個(gè)區(qū)域的微觀(guān)組織具有一定的差異.圖5為鈦合金TC11在980℃變形后,中心變形區(qū)域到邊緣變形區(qū)域的微觀(guān)組織形貌.

圖5(a)為大變形區(qū)域的中央位置,大量晶粒尺寸較小的等軸α相和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶產(chǎn)生的等軸α相取代了大尺寸的片層α相,平均晶粒尺寸達(dá)到了8~10μm;在大變形區(qū)域內(nèi),變形時(shí)產(chǎn)生的動(dòng)能大部分轉(zhuǎn)化為微觀(guān)組織內(nèi)部的熱能,為位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)提供了能量,因而產(chǎn)生了許多的細(xì)小的等軸α晶粒,且更高的能量使得等軸α相尺寸在逐漸長(zhǎng)大[15].

圖5(b)為邊緣變形區(qū)域,從圖中可以明顯的看到β轉(zhuǎn)變基體含量略多于中央?yún)^(qū)域,而等軸晶粒數(shù)量和尺寸卻少于心部區(qū)域,這是由于在壓縮的過(guò)程中,試樣所受到的壓應(yīng)力不僅來(lái)自于壓頭,試樣和壓頭間的摩擦力使得在變形過(guò)程中,給試樣產(chǎn)生了切應(yīng)力,產(chǎn)生了難變形區(qū),使得再結(jié)晶程度降低.這表明了在兩相區(qū)變形時(shí),發(fā)生相變所需要的能量的優(yōu)先級(jí)高于α相發(fā)生球化和晶粒長(zhǎng)大所需要的能量的優(yōu)先級(jí)[16].

2.2不同顯微組織的力學(xué)性能表現(xiàn)

如圖6所示,為在不同變形溫度壓縮得到的拉伸樣分別在400℃和600℃溫度下拉伸得到的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線(xiàn)圖和力學(xué)性能指標(biāo)圖.如圖6(a)、(c)所示的真應(yīng)力應(yīng)變曲線(xiàn)可以看出,在不同的溫度下,不同微觀(guān)顯微組織的拉伸試樣的力學(xué)性能有較大的差別.溫度在600℃時(shí)的流變應(yīng)力大于400℃,這是由于,溫度較高時(shí),微觀(guān)粒子內(nèi)部的變性能變大,對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙能力變小,位錯(cuò)累積的應(yīng)力集中得到釋放,因此600℃下的試樣的流變應(yīng)力普遍降低[17].600℃下的最大屈服強(qiáng)度和最大抗拉強(qiáng)度相對(duì)于400℃下的拉伸強(qiáng)度大幅下降,而每一個(gè)試樣的伸長(zhǎng)率,在600℃的條件下,在翻倍增長(zhǎng).如圖6(b)所示,在拉伸溫度為400℃時(shí),最大抗拉強(qiáng)度為1002.29MPa,對(duì)應(yīng)的試樣為2號(hào)試樣;最大的屈服強(qiáng)度為765.2MPa,對(duì)應(yīng)的試樣為3號(hào)試樣.抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的變化大致滿(mǎn)足于先上升后下降的趨勢(shì).對(duì)于其伸長(zhǎng)率即拉伸塑性而言,1~4號(hào)試樣的伸長(zhǎng)率相差不是很大.對(duì)于5號(hào)試樣,即在β相變點(diǎn)以上得到的試樣的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率最低.這是因?yàn)閷?duì)于2號(hào)來(lái)說(shuō),相對(duì)于1號(hào)試樣,其片層α相的厚度也有所增加,形成的短棒狀α相的形貌已經(jīng)開(kāi)始近似于等軸α相,大片層樣貌的α相在此時(shí)已經(jīng)開(kāi)始分解;同時(shí),相對(duì)于3號(hào)試樣,2號(hào)試樣的α相的含量也更多,因此2號(hào)樣的拉伸強(qiáng)度遠(yuǎn)高于其他試樣.

而4號(hào)樣相較于3號(hào)樣來(lái)說(shuō),其α相的含量在降低,但在β轉(zhuǎn)變基體上析出的α相卻在變多,基體上交錯(cuò)排列的針狀α相構(gòu)成的籃網(wǎng)組織,在拉伸變形過(guò)程中,提供了很大的變形阻力,因此其抗拉強(qiáng)度僅次于2號(hào)試樣[18].對(duì)于塑性來(lái)說(shuō),等軸α相的含量越多,在合金拉伸時(shí)就越有利于位錯(cuò)快速通過(guò)晶界,避免了應(yīng)力集中,強(qiáng)化了變形協(xié)調(diào)能力,使塑性明顯提升[19].2號(hào)試樣內(nèi)部的近似等軸α相,其長(zhǎng)寬比較小,這對(duì)于塑性也是有利的.對(duì)于5號(hào)試樣,在該溫度下,魏氏組織的塑性與強(qiáng)度大大降低.以上就表明拉伸強(qiáng)度的提高不僅和片層α相的厚度有關(guān)系,還和α相的體積分?jǐn)?shù)有關(guān),等軸α的含量和析出相的數(shù)量深深影響著鈦合金的拉伸性能,其中α相的含量和片層厚度是主要的影響因素.

如圖6(d)所示,當(dāng)拉伸溫度為600℃時(shí),最大的抗拉強(qiáng)度為692.48MPa,最大的屈服強(qiáng)度為563.9MPa,對(duì)應(yīng)的試樣均為3號(hào)試樣,拉伸強(qiáng)度對(duì)應(yīng)的變化趨勢(shì)為先上升再下降;塑性最好的是5號(hào)試樣,其伸長(zhǎng)率達(dá)到了62.3%.造成這樣的原因是,隨著變形溫度上升到600℃,影響拉伸性能的主要因素發(fā)生了改變.3號(hào)試樣的α相球化程度和等軸α相的數(shù)量都明顯的多于1、2和4號(hào)試樣,同時(shí)β轉(zhuǎn)變基體的含量和基體上析出的α相都相對(duì)很少,基體上彌散分布的針狀α應(yīng)力場(chǎng)和位錯(cuò)的相互作用相,形成了更多的兩相界面,在拉伸的過(guò)程中,這些界面會(huì)阻礙位錯(cuò)滑移,增大晶粒運(yùn)動(dòng)的阻力,使得試樣的強(qiáng)度提升[20];而更多的等軸α相含量,使得位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)經(jīng)過(guò)等軸晶粒消耗的能量很少,這就有利于合金的塑性.

對(duì)于400℃變形時(shí)主要影響因素是α相的含量和片層厚度,在600℃時(shí),此時(shí)的主要因素已經(jīng)轉(zhuǎn)變?yōu)榱说容Sα相的含量和析出針狀α相的含量.作為在相變點(diǎn)之上壓縮變形得到的5號(hào)試樣,其在400℃和600℃兩個(gè)條件下得到的塑性差異顯著,這是由于原始β晶粒對(duì)于溫度比較敏感,在400℃時(shí)變形溫度較低時(shí),魏氏組織的塑性很差的特點(diǎn)就體現(xiàn)了出來(lái);600℃時(shí),β相的軟化機(jī)制占據(jù)了主導(dǎo)作用.

圖7為400℃拉伸條件下,1號(hào)試樣和5號(hào)試樣的斷口微觀(guān)形貌,由于鈦合金在拉伸過(guò)程中斷面收縮率很大,因此在每個(gè)試樣端面的兩側(cè)的樣貌進(jìn)行觀(guān)測(cè).選擇拉伸溫度變化后,伸長(zhǎng)率變化最大的1號(hào)試樣和變形溫度在相變點(diǎn)之上的5號(hào)試樣進(jìn)行觀(guān)察.

由圖7(a)、(b)可以看到,斷口的中心區(qū)域?yàn)轫g性斷裂,斷裂表面的形貌基本上都呈現(xiàn)出了單軸拉伸下等軸的韌窩,這對(duì)于合金的塑性十分有利[21],大尺寸的韌窩數(shù)量稀少,相鄰的大韌窩之間存在著尺寸很小的孔洞,大韌窩內(nèi)部存在著少量的小韌窩.

而在圖7(c)、(d)中,5號(hào)試樣也屬于韌性斷裂,在拉伸變形的過(guò)程中,裂紋會(huì)沿著β晶粒邊界擴(kuò)散,因?yàn)榫Я３叽绮皇呛艽?裂紋容易從晶粒邊界進(jìn)入到晶粒內(nèi)部,對(duì)內(nèi)部間距很小的細(xì)片層區(qū)域產(chǎn)生影響,使得裂紋穿晶比例提升,產(chǎn)生了密集的韌窩[22].但在裂紋擴(kuò)展的過(guò)程中,每當(dāng)遇到不同取向的細(xì)片層α,方向總會(huì)發(fā)生改變,其累計(jì)擴(kuò)展路徑大幅度增加,變形抗力就會(huì)變大,拉伸強(qiáng)度上升,塑性則下降[23].這與圖6(b)中所展示的相對(duì)應(yīng)的1號(hào)和5號(hào)試樣的力學(xué)性能保持著一致.

圖8為在600℃拉伸條件下,1號(hào)試樣和5號(hào)試樣的微觀(guān)斷口形貌SEM.由圖可以直觀(guān)地看出,在600℃下的斷裂方式均為韌性斷裂.對(duì)于1號(hào)試樣,其斷面收縮率很大,斷口上普遍分布著大韌窩,韌窩內(nèi)部由些許的小韌窩,在韌窩之間不存在孔洞,韌窩內(nèi)部沒(méi)有明顯的成核點(diǎn)[24,25].相對(duì)于400℃下的韌窩,此時(shí)的斷口形貌雖然還是等軸狀,但韌窩深且大.對(duì)于5號(hào)試樣來(lái)說(shuō),其韌窩尺寸相較于1號(hào)試樣明顯增大,觀(guān)察韌窩的內(nèi)部,在其內(nèi)壁上可以看到顯著的變形滑移特征.這也與力學(xué)性能指標(biāo)保持一致.

3、結(jié)論

通過(guò)對(duì)TC11合金不同溫度下變形組織演變和低、中溫下力學(xué)性能、斷裂方式進(jìn)行分析,得到以下結(jié)論:

(1)變形溫度對(duì)TC11合金微觀(guān)結(jié)構(gòu)有十分顯著影響,在兩相區(qū)變形時(shí),隨著壓縮溫度的上升,合金動(dòng)態(tài)球化行為顯著,等軸α相的含量隨之增加,同時(shí),更多的能量使大量α相轉(zhuǎn)化為β基體,基體上析出的針狀α相數(shù)量增多.在相變點(diǎn)以上壓縮水冷后,形成了完整晶粒邊界的大尺寸β晶粒.

(2)400℃下,最大抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度分別為1002.29MPa、765.2MPa,主要影響因素是α相的含量越多,片層α相厚度越厚,抗拉強(qiáng)度越高;在600℃下,最大抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度分別為692.48MPa、563.9MPa,等軸α含量越多、析出的針狀α越多,抗拉強(qiáng)度越高.綜合來(lái)看,最佳的壓縮溫度值為920℃的2號(hào)試樣.

(3)通過(guò)對(duì)斷口的SEM樣貌分析,不同試樣在不同溫度下拉伸的斷口樣貌差異較大,但全部為韌性斷裂.韌窩的尺寸越大越深,其相對(duì)應(yīng)的合金塑性就越好,宏觀(guān)表現(xiàn)為合金伸長(zhǎng)率越大.在400℃下,最大伸長(zhǎng)率為20.1%;而在600℃高溫下,最大的伸長(zhǎng)率可以達(dá)到66.8%.

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