固溶温度对Ti-1300合金时效析出行为与性能的影响
发布时间：2021-08-06 22:45
研究了Ti-1300合金固溶处理后低速率升温时效的α相析出行为及力学性能。通过SEM、TEM和拉伸试验等手段对不同固溶温度处理的Ti-1300合金进行显微组织观察和力学性能测试。结果表明:随着固溶温度由820℃降低至790℃,初生α相（αp）的尺寸变化不明显,但是其含量（面积分数）从0.8%增至6.7%;合金经4℃/min升温速率加热到500℃时效4 h,显微组织中析出次生α相（αs）的长度从0.098μm增加到0.440μm。此外,固溶温度降低使合金的强度与塑性均提高,拉伸断口由沿晶脆性断裂特征转变为韧窝状的韧性断裂特征。820℃固溶处理的试样其抗拉强度为1358 MPa,断后伸长率小于2%,而790℃固溶处理的试样其抗拉强度为1548 MPa,断后伸长率为10.2%,可获得优良的强塑性匹配。分析认为790℃固溶处理组织中初生α相含量较多,其尺寸为微米尺度,同时基体中时效析出的片层αs相能产生显著的强化效果。
【文章来源】：金属热处理. 2020,45(09)北大核心CSCD
【文章页数】：8 页
【部分图文】：
Ti-1300合金在不同固溶温度下保温7 h的显微组织(a,b)以及Al元素的浓度分布(c,d)
图5(a)为Ti-1300试验合金经两种工艺处理后的拉伸试验所测得的工程应力-工程应变曲线，图5(b)为拉伸试验结果。由最终结果可知，M1工艺处理后的试样平均规定塑性延伸强度(Rp0.2)为1023 MPa，平均抗拉强度(Rm)为1358 MPa，断后伸长率(A)小于2%，塑性较差，由图5(a)拉伸曲线结果也可以看出，M1工艺的试样在宏观上未表现出明显的塑性变形特征。M2工艺处理的试样平均屈服强度为1479 MPa，平均抗拉强度为1548 MPa，平均断后伸长率为10.2%。由此可知，随着固溶温度降低，试验合金在强度提高的同时，塑性也大幅提升。相对于文献[13]报道的Ti-1300合金抗拉强度为1430 MPa，对应的断后伸长率为8%，本试验的M2工艺下合金的强塑性匹配得到进一步提升。图5(c)为Ti-1300试验合金经两种工艺处理后的维氏硬度测试结果。试验合金经M1工艺得到的硬度值比M2工艺得到的硬度值高出35 HV10。硬度变化主要归因于组织中αs相的变化，合金在820℃固溶后以低速率升温至500℃时效，β晶粒内得到的αs相细小弥散，初生"相数量较少，导致合金的硬度高;固溶温度降低至790℃，时效后析出的αs相尺寸增加，数量减少，同时初生"相数量增加，导致硬度降低。本研究结果表明Ti-1300合金硬度变化规律和强度变化规律不一致，原因是合金的抗拉强度还取决于拉伸载荷下合金塑性变形过程与微孔萌生行为。图5 Ti-1300合金不同热处理工艺下的工程应力-应变曲线(a)、拉伸性能(b)和硬度测试结果(c)
图4 Ti-1300合金在不同热处理工艺的组织形貌(a～d)及相含量和尺寸统计(e～f)为了进一步分析不同工艺下合金的变形特征，在拉伸试样断口附近取TEM样品进行观察。图6(a)为工艺M1试样的透射照片，观察到αp相中有少量位错，可以判断出试样没有发生明显的塑性变形，此外，均匀细小的αs相弥散分布于β基体中，组织内界面总数增多，增加了β基体位错滑移阻力，试样在拉伸载荷下不发生宏观塑性变形。图6(b)为工艺M2试样的透射组织，αp相周围为β基体析出的交错排列的片层状αs相，αp相内分布有大量位错线，且形成了位错缠结，说明αp相发生了明显的塑性变形，宏观上工艺M2试样表现出优异的塑性。这和图5(a)的拉伸试验结果相吻合。
本文编号：3326619
【文章来源】：金属热处理. 2020,45(09)北大核心CSCD
【文章页数】：8 页
【部分图文】：
Ti-1300合金在不同固溶温度下保温7 h的显微组织(a,b)以及Al元素的浓度分布(c,d)
图5(a)为Ti-1300试验合金经两种工艺处理后的拉伸试验所测得的工程应力-工程应变曲线，图5(b)为拉伸试验结果。由最终结果可知，M1工艺处理后的试样平均规定塑性延伸强度(Rp0.2)为1023 MPa，平均抗拉强度(Rm)为1358 MPa，断后伸长率(A)小于2%，塑性较差，由图5(a)拉伸曲线结果也可以看出，M1工艺的试样在宏观上未表现出明显的塑性变形特征。M2工艺处理的试样平均屈服强度为1479 MPa，平均抗拉强度为1548 MPa，平均断后伸长率为10.2%。由此可知，随着固溶温度降低，试验合金在强度提高的同时，塑性也大幅提升。相对于文献[13]报道的Ti-1300合金抗拉强度为1430 MPa，对应的断后伸长率为8%，本试验的M2工艺下合金的强塑性匹配得到进一步提升。图5(c)为Ti-1300试验合金经两种工艺处理后的维氏硬度测试结果。试验合金经M1工艺得到的硬度值比M2工艺得到的硬度值高出35 HV10。硬度变化主要归因于组织中αs相的变化，合金在820℃固溶后以低速率升温至500℃时效，β晶粒内得到的αs相细小弥散，初生"相数量较少，导致合金的硬度高;固溶温度降低至790℃，时效后析出的αs相尺寸增加，数量减少，同时初生"相数量增加，导致硬度降低。本研究结果表明Ti-1300合金硬度变化规律和强度变化规律不一致，原因是合金的抗拉强度还取决于拉伸载荷下合金塑性变形过程与微孔萌生行为。图5 Ti-1300合金不同热处理工艺下的工程应力-应变曲线(a)、拉伸性能(b)和硬度测试结果(c)
图4 Ti-1300合金在不同热处理工艺的组织形貌(a～d)及相含量和尺寸统计(e～f)为了进一步分析不同工艺下合金的变形特征，在拉伸试样断口附近取TEM样品进行观察。图6(a)为工艺M1试样的透射照片，观察到αp相中有少量位错，可以判断出试样没有发生明显的塑性变形，此外，均匀细小的αs相弥散分布于β基体中，组织内界面总数增多，增加了β基体位错滑移阻力，试样在拉伸载荷下不发生宏观塑性变形。图6(b)为工艺M2试样的透射组织，αp相周围为β基体析出的交错排列的片层状αs相，αp相内分布有大量位错线，且形成了位错缠结，说明αp相发生了明显的塑性变形，宏观上工艺M2试样表现出优异的塑性。这和图5(a)的拉伸试验结果相吻合。
本文编号：3326619
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