宗影影, 温道胜, 邵斌, 单德彬
哈尔滨工业大学材料科学与工程学院 金属精密热加工国家重点实验室 哈尔滨 150001
ZONG Yingying, WEN Daosheng, SHAO Bin, SHAN Debin
中图分类号: TG146.2
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收稿日期: 2013-12-27
修回日期: 2014-01-15
网络出版日期: --
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摘要
为研究热氢处理技术对Ti2AlNb基合金板材高温拉伸变形行为的影响, 在实验温度为870、900、930和990℃, 应变速率为2.5×10-2 s-1条件下,对H含量为0%和0.2%(质量分数)的Ti-22Al-25Nb合金板材进行了高温拉伸实验, 并对其微观组织进行了分析。结果表明: 0.2% H可以降低合金板材的高温流动应力, 提高延伸率。在930℃变形时, 置氢合金的峰值应力比未置氢合金下降了约36%, 延伸率比未置氢合金提高了约53%。氢致合金软化和增塑的主要机制是H促进了α2相的动态再结晶, 促进了b/B2相的位错运动和动态回复, 提高了b/B2相的含量。
关键词：
Abstract
In order to understand the effect of thermo hydrogen treatment (THT) on high temperature tensile behavior of a Ti2AlNb based alloy plate, high temperature tensile tests of Ti-22Al-25Nb alloy plates without and with 0.2%H (mass fraction) charging were conducted with strain rate of 2.5×10-2 s-1 at 870, 900, 930 and 990℃respectively. It was found that 0.2%H charging could reduce the high temperature flow stress and enhance the tensile elongation. When deformed at 930℃, the peak stress of the hydrogen charged Ti-22Al-25Nb alloy decreased by approximately 36%, and the elongation increased by approximately 53% in comparison with the bare alloy. Hydrogen-induced softening and plasticity might mainly be attributed to the hydrogen promoted the dynamic recrystallization of α2 phase, the dislocation movement and the dynamic recovery of b/B2 phase as well as increased the amount of b/B2 phase.
Keywords：
20世纪90年代Banerjee等人[1]在对Ti-25Al-15Nb合金进行热处理时发现了O相, 其化学计量配比为Ti2AlNb。这种以O相为主要组成相的合金被称为Ti2AlNb基合金, 该合金具有较高的高温强度、蠕变抗力、断裂韧性和无磁性等优点[2-5]。同时,Ti2AlNb基合金的密度仅为镍基合金的60%左右, 因此被认为是航空航天领域具有广泛应用前景的新型轻质耐高温材料[6,7]。
Ti2AlNb基合金的成分范围为Ti-(18-30)Al-(12.5-30)Nb(原子分数, %)。当Nb<25%时,Ti2AlNb基合金中通常含有b/B2、O、α2三相, 被称为是第一代Ti2AlNb基合金[8]。当Nb≥25%时, 主要的组成相为b/B2和O相, 这种合金被称为是第二代Ti2AlNb基合金[9], 代表性合金主要有Ti-22Al-25Nb和Ti-22Al-27Nb合金, 这类合金因具有良好的抗氧化和抗蠕变性能而成为当前研究的重点[8]。研究表明[10-13], 通过改变Ti2AlNb基合金的组织可以有效地调控其力学性能, 从而获得具有最佳综合性能的合金。大量研究表明, 热氢处理技术(thermo hydrogen technology, THT)通过调控合金组织, 可有效地提高塑性成形能力。廖波等[14]研究了THT对Super-α2合金组织的影响, 发现H可有效促进O相的形成, 从而改善合金的力学性能。张勇等[15]研究发现, 0.2%的H可使Ti-25Al-10Nb-3V-1Mo合金峰值应力比未置氢合金下降37%-45%, 即相当于变形温度降低约50℃, 或者应变速率提高一个数量级; H提高了应变速率敏感性指数, 降低了变形激活能。丁桦等[16]在研究THT对第一代Ti2AlNb基合金(Ti-24Al-14Nb-3V-0.5Mo合金)组织和超塑性的影响时, 发现H能够降低合金的流动应力, 使合金最佳超塑变形温度下降, 最佳超塑变形速率向高速区移动。然而, 到目前为止, 关于THT对第二代Ti2AlNb基合金在高温拉伸过程中组织和力学性能的影响, 以及如何将THT应用于第二代Ti2AlNb基合金塑性加工过程中, 以提高其塑性成形能力等问题的研究工作还尚未开展。本文就这些问题进行研究。
实验用第二代Ti2AlNb基合金的名义成分是Ti-22Al-25Nb(原子分数, %)。原始实验材料是厚度为1 mm的板材, 通过线切割方法将其加工成标距为20 mm(标距方向为轧制方向)、宽5 mm的拉伸试样。对拉伸试样进行固态高温置氢实验, 具体过程为: 首先将试样放置于管式炉中, 抽真空至10-3 Pa后充氩气, 加热至700℃后充氢气, 保温2 h, 然后降温至600℃, 最后空冷至室温, 最终得到H含量为0.2%的试样。为了研究H对Ti-22Al-25Nb合金高温拉伸变形行为的影响, 对未置氢试样做热处理制度相同的真空热处理。
利用Instron 5500R型电子万能材料试验机对未置氢与置氢Ti-22Al-25Nb合金进行高温拉伸实验。实验温度分别为870、900、930和990℃, 应变速率为2.5×10-2 s-1。实验操作过程为: 首先在试样表面涂抹一层高温抗氧化剂, 然后加热至指定温度, 保温5 min后开始拉伸实验, 实验完成后淬火。利用Quanta 200FEG型扫描电镜(SEM)和Tecnai G2 F30型透射电镜(TEM)分析合金高温拉伸后标距部分的微观组织。
图1为未置氢与置氢Ti-22Al-25Nb 合金的XRD谱。由图1可知, 未置氢与置氢Ti-22Al-25Nb合金都由大量O相、一定量b/B2相和α2相组成。与未置氢合金相比, 置氢合金中O相含量明显增多。α2相和O相分别属于六方晶系和正交晶系, 二者具有相似的晶格。当α2相的晶格常数发生变化时, 即a、c轴分别伸长4.2%和0.4%, b轴缩小4.1%, 同时Ti和Nb分别占据不同有序位置, α2相就会转变为O相[17]。从Nb含量的角度来看, b/B2相Nb含量最高, O相次之, α2相最低[18]。H的加入可以有效地促进Nb的扩散, 并使得α2相和b/B2相晶格发生畸变, 从而形成O相[17]。O相的本征塑性高于α2相, 初生O相增多会导致合金屈服强度降低、延伸率略微提高[8]。
图1 未置氢与置氢Ti-22Al-25Nb合金的XRD谱
Fig.1 XRD spectra of unhydrogenated (a) and hydrogenated (b)Ti-22Al-25Nb alloys
图2为高温拉伸实验前未置氢与置氢Ti-22Al-25Nb合金的显微组织。表1给出了图2a 中I、II、III区域不同元素的含量。由表1可知, I、II、III分别为b/B2、O和α2相[18]。从图2a和b可以看出, 合金置氢前后, b/B2相呈细窄板条状, α2相呈椭球状。其中, 未置氢与置氢Ti-22Al-25Nb合金中b/B2板条平均宽度分别为50和47 nm, α2相的平均尺寸分别为1.51和1.25 μm。图2c和d中b/B2相与O相呈板条状交替分布。b/B2相与O相和衍射花样如图2c所示，两者之间的位向关系遵守著名的Burgers位向关系:
图2 拉伸前未置氢与置氢Ti-22Al-25Nb合金的显微组织
Fig.2 Microstructures of unhydrogenated (a, c) and hydrogenated (b, d) Ti-22Al-25Nb alloys before tensile test
表1 图2a中I、II、III 三个区域的元素含量
Table 1 Element contents of I、II、III regions in Fig.2a (atomic fraction, %)
| Ti | Al | Nb | |
|---|---|---|---|
| I | Balance | 22.02 | 25.65 |
| II | — | 22.09 | 25.28 |
| III | — | 24.41 | 20.51 |
图3a为未置氢与置氢Ti-22Al-25Nb合金试样在870℃, 900℃, 930℃, 990℃和2.5×10-2 s-1条件下的真应力-真应变曲线。由图3a可知, 未置氢与置氢合金的真应力-真应变曲线迅速达到峰值后, 随着应变的增加而呈线性降低直至颈缩的出现。未置氢与置氢合金的峰值应力随着温度的升高而不断下降, 说明合金对温度具有较高的敏感性。置氢合金的应力水平要低于未置氢合金, 其中在930℃变形时, 置氢合金的峰值应力比未置氢合金下降36%(图3b)。置氢合金的峰值应变(与峰值应力对应的应变)比未置氢合金低。峰值应变越小意味着动态再结晶越早发生[19]。置氢合金的延伸率比未置氢合金高, 分别提高7.1%(870℃)、35.87%(900℃)、52.92%(930℃)和70%(990℃)(图3c), 这说明H可有效提高Ti-22Al-25Nb的高温塑性。此外, 置氢合金在990℃和2.5×10-2 s-1条件下变形时, 其真应力-真应变曲线呈现出不连续屈服的特征, 即流动应力达到峰值应力后出现突降(图3a)。不连续屈服现象多发生在应变速率值较高的区间和β相变点附近或高于β相变点的温度区间[20]。宗影影[21]在研究H对钛合金高温变形行为的影响时也发现了类似的现象, 并指出这是由于H原子在位错周围形成气团而钉扎位错, 在塑性变形过程中, 具有H气团的位错不再被钉扎, H促进位错运动, 从而导致宏观上流动应力的突降。
图3 未置氢与置氢Ti-22Al-25Nb合金的高温拉伸真应力-真应变曲线、峰值应力和延伸率曲线
Fig.3 True stress-strain curves (a), peak stresses (b) and elongations (c) of unhydrogenated and hydrogenated Ti-22Al-25Nb alloys deformed at high temperature
图4给出了置氢合金在870℃, 2.5×10-2 s-1变形后α2相的衍射花样及其形貌。由图4可知, 经过置氢处理后, 变形中的α2相由大块晶粒分解为许多球状小晶粒。α2相为密排六方结构α相的有序相, 属于D019结构。Ti2AlNb基合金中α2相独立滑移系少, 位错易塞积, 动态回复速度慢。置氢处理后, H激发了α2相中的可动滑移系, 促进了位错运动, 导致α2相中出现更多的亚结构。亚晶界持续吸收位错, 小角度晶界转变为大角度晶界, 亚结构最终转变为晶粒, 这一过程被称为是连续动态再结晶。该过程不涉及大角度晶界的迁移, 但小角度晶界转为大角度晶界仍然消耗了大量的位错, 从而使流动应力降低。与未置氢合金相比, 置氢合金中出现了更多的α2相球状小晶粒, 说明置氢处理促进了α2相的动态再结晶[22]。
图4 置氢Ti-22Al-25Nb合金在870℃, 2.5×10-2 s-1变形条件下的显微组织
Fig.4 Microstructure of hydrogenatedTi-22Al-25Nb alloy deformed at 870℃ and strain rate of 2.5×10-2 s-1
图5为未置氢与置氢Ti-22Al-25Nb合金在930℃, 2.5×10-2 s-1变形条件下的显微组织。如图5a、b所示, 未置氢合金中b/B2相和O相呈板条状相间分布, 并且在变形过程中O相被b/B2相分割成许多小段。同时, 在O相中还存在一定量的位错, 说明O相参与了变形。置氢合金中出现大量的b/B2相亚结构(图5c), 说明b/B2相在变形过程中发生了动态回复。如图5c所示, b/B2相周围存在一些细小的晶粒, 分析衍射花样可知为O相(图5d)。对比图5a与图5c可知, 置氢处理后合金中O相的含量明显减少。b/B2相为体心立方结构, 堆垛层错能较高, 在变形过程中易发生位错攀移和交滑移而形成亚结构。H是b/B2相稳定元素, 在b/B2相中容易被位错、晶界等缺陷捕获。在高温下, H的扩散促使钉扎的位错脱钉,从而促进位错的滑移和攀移。对比置氢与未置氢合金变形后的显微组织可知, H促进O相转变为b/B2相, 更多的b/B2相参与了变形。这使得置氢合金的流动应力低于未置氢合金, 并使合金的塑性变形能力得到提高。
图5 未置氢与置氢Ti-22Al-25Nb合金在930℃, 2.5×10-2 s-1变形条件下的显微组织
Fig.5 Microstructures of unhydrogenated (a, b) and hydrogenated (c, d) Ti-22Al-25Nb alloys deformed at 930℃ and strain rate of 2.5×10-2 s-1
图6为未置氢与置氢Ti-22Al-25Nb合金在990℃, 2.5×10-2 s-1条件下变形后的显微组织。由图6a和b可知, 含0.2%H的Ti-22Al-25Nb合金基本处于b/B2相单相区, 而未置氢合金中还存在一定量的α2相。这些α2相晶粒在变形过程中依然保持等轴状, 可以推断它们以晶界滑移或晶粒转动的方式参与变形[23]。图6c显示未置氢Ti-22Al-25Nb合金组织中存在被拉长的条状b/B2相晶粒, 晶粒的晶界与晶内都弥散地分布着许多等轴状α2相晶粒。含0.2%H的Ti-22Al-25Nb合金组织中存在大量的等轴状b/B2相晶粒(图6d)。文献[22-25]指出H作为b相稳定元素能够显著降低Ti3Al合金的(α2/b)/b相转变温度。Kazantseva等[26]研究表明, Ti-22Al-25Nb合金平衡凝固相变过程为: L→b/B2+L→b/B2→α2+b/B2→α2+b/B2+O→b/B2+O。其中, (α2+b/B2)/(b/B2)相转变温度约为1060℃。由以上分析可知, 0.2%H使Ti-22Al-25Nb合金(α2+b/B2)/(b/B2)相转变温度由1060℃下降为990℃。由于b/B2相在高温下是一种塑性相, 具有相对较高的塑性变形能力, 所以H致(α2+b/B2)/(b/B2) 相转变温度降低是导致合金流动应力降低和塑性提高的重要原因之一。由图3c可知, 未置氢和置氢Ti-22Al-25Nb合金在990℃, 2.5×10-2 s-1条件下的延伸率分别为123%和210%, 说明两者都发生了超塑性变形, 而且后者比前者的延伸率提高了70%。超塑性主要受晶界滑动机制控制, 扩散和位错运动是晶界滑动的两种主要协调机制。研究表明[27], 动态再结晶在Ti2AlNb合金超塑性变形中起到重要的协调作用。未置氢合金b/B2相中出现了大量的位错, 其中还存在一定量的位错环(图6e)，说明未置氢合金中b/B2相主要以位错运动的方式协调晶界滑动, 从而实现超塑性变形。置氢合金中, b/B2相发生了动态再结晶, 而形成大量等轴状晶粒(图6f)。动态再结晶导致晶粒细化, 使组织中大角度晶界增多, 促进了晶界滑动, 从而使合金超塑性变形能力得到提高[28]。
图6 未置氢与置氢Ti-22Al-25Nb合金在990℃, 2.5×10-2 s-1变形条件下的显微组织
Fig.6 Microstructures of unhydrogenated (a, c, e) and hydrogenated (b, d, f) Ti-22Al-25Nb alloys deformed at 990℃and strain rate of 2.5×10-2 s-1
1. 与未置氢Ti-22Al-25Nb合金相比, 置氢合金中O相含量增加。H 的加入有效地促进了Nb的扩散, 并使α2相和b/B2相晶格发生畸变转变为O相。
2. 置氢Ti-22Al-25Nb合金在高温拉伸过程的流动应力低于未置氢合金, 延伸率高于未置氢合金, 说明置氢处理软化了Ti-22Al-25Nb合金, 并提高了合金的塑性。在930℃, 2.5×10-2 s-1条件下变形时, 置氢合金的峰值应力比未置氢合金下降了约36%, 延伸率比未置氢合金提高了约53%。
3. H降低了(α2+b/B2)/(b/B2) 相转变温度, 提高了b/B2相的含量, 促进了α2相的动态再结晶, 促进了b/B2相的位错运动和动态回复。
4. 当变形温度高于990℃时, 置氢Ti-22Al-25Nb合金基本处于b/B2相单相区。未置氢与置氢合金的延伸率分别为123% 和 210%, 说明两者都发生了超塑性变形, 而且后者的延伸率比前者提高了70%, 说明H促进了合金的超塑性变形。
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