TA15 (Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V)鈦合金作為典型的 近α鈦合金,由于其優(yōu)異的強度、耐蝕性能和高溫 性能,在航空航天、船舶等領域廣泛應用[1-3]。在 飛機上重要的高溫部件中, TA15鈦合金的使用溫度 范圍為450 ~ 600℃[4]。因此,了解和探索TA15鈦 合金在不同溫度下的力學性能具有重要意義。

高溫力學性能是TA15鈦合金最有優(yōu)勢的指標 之一,其熱變形和拉伸行為已經得到了廣泛研究。 ZhaoHJ等[5]比較了TA15鈦合金在750、 800和850℃的球化機制,發(fā)現(xiàn)隨著熱變形溫度的增加,斷裂機制從韌性斷裂變?yōu)榫чg斷裂。根據流變應 力、體積分數和晶粒尺寸測試結果, FanXG等[6]在1133 ~ 1253K范圍內對TA15鈦合金的熱變形行 為進行了研究。陳源等[1]根據高溫拉伸和電子背 散射衍射(Electron Back Scatter Diffraction, EBSD)結果,發(fā)現(xiàn)所有Ti55鈦合金樣品在885℃以上均 表現(xiàn)出良好的超塑性和軟化效應。 LiuG等[7]研究 了750℃時高應變速率下TA15鈦合金的變形機 制。 ZhaoJ等[8]分析了750℃下TA15鈦合金拉伸 變形的不均勻性和沿軋制方向的滑移模式,以及合金 的晶體學織構和材料性能,以了解TA15鈦合金在熱 變形過程中的織構演變[9]。 GaoPF等[10]基于TA15鈦合金等溫壓縮試驗的微觀組織與熱變形行為,發(fā)現(xiàn) 層狀α相的流動應力和軟化速率高于等軸α相,這 導致變形更易發(fā)生。綜上,研究人員主要是探究TA15鈦合金在一定溫度范圍內的高溫拉伸性能,少 有探究在廣泛溫度區(qū)間內的拉伸性能的變化。

此外,鈦合金作為極具高溫應用價值的材料,其高溫耐磨性能亟需國內外的研究學者進行探究。 LouM等[11]對TC4鈦合金在350和550℃下進行了 銷盤式滑動磨損試驗,發(fā)現(xiàn)氧擴散區(qū)減少了亞表面 的塑性變形,有助于提高耐磨性。 MengisL等[12]研 究了γ基TiAl合金的高溫滑動磨損行為,發(fā)現(xiàn)磨損 表面形成的富鋁和富鈦氧化皮可最大限度地減少金 屬與金屬的直接接觸。 ZhangZN等[13]和MaoYS等[14]探究了激光增材制造TC4鈦合金在不同溫度下 的耐磨性,發(fā)現(xiàn)隨著溫度升高,磨損機制從磨料磨損 為主轉變?yōu)檠趸p為主。綜合分析,目前研究人員 主要針對TC4鈦合金進行了高溫磨損性能的探究,少 有學者對TA15鈦合金的高溫磨損性能進行分析。

為了研究服役溫度對TA15航空鈦合金拉伸強 度、延展性、耐磨性和微觀結構的影響,進行了5組試驗。本研究的目標是:探究不同溫度下從室溫 到800℃高溫的拉伸性能;研究不同溫度下的摩擦 和磨損性能;分析溫度對拉伸斷口表面、磨損機制 和微觀結構的影響。

1、材料與試驗過程

1.1　材料及表征

試驗使用的TA15航空鈦合金的化學成分如下(%,質量分數): Al-6.69, Mo-1.77, V-2.25, Zr2.26, Fe-0.14, Ti-余量。金相試樣在磨削、拋光 后,使用1%HF + 1.5%HCl + 2.5%HNO3+95%H₂O配置的化學腐蝕液進行腐蝕處理,處理時間為45s。通過X射線衍射(X-rayDiffraction, XRD)、掃描 電 子 顯 微 鏡( Scanning Electron Microscope, SEM) 、能 譜 儀( Energy Dispersive Spectroscopy, EDS)和激光共聚焦顯微鏡對試樣中的物相、微 觀組織、元素分布及磨損形貌和 尺 寸 等 進 行 觀 察。

1.2　力學性能測試

高溫拉伸試驗設備和樣品尺寸如圖1所示。試 驗 溫 度 為:室 溫( 25℃ )、 200、 400、 600和800℃ ,加載速度為1mm.min^-1,初始標距為50mm。高溫拉伸試驗參照GB / T228.2-2015[15]。

高溫摩擦和磨損試驗采用配有高溫爐的Rtec通用摩 擦儀(Rtec,SanJose,USA),該爐可升溫至1000℃,加熱速率為100℃ .min^-1,并在測試后進行爐冷 卻(圖2) 。采用球盤式磨損試驗裝置,磨球為直 徑為Φ9.525mm的Si3N4陶 瓷 球,設 定 載 荷 為10N,滑動速度為50mm.s^-1,半徑為R8mm,試驗 時長 為20min。摩 擦 磨 損 試 驗 參 照GB/ T3960— 2016[16]。

2、結果與分析

2.1　微觀組織分析

圖3a~圖3e對比了25~800℃保溫20min后的TA15鈦合金的微觀組織,發(fā)現(xiàn)拉伸試驗溫度對材料微觀形貌的影響較小。圖3f為不同測試溫度下所有樣 品的XRD圖樣,微觀結構形態(tài)和XRD結果均表明材 料組織中存在大量等軸初生α相和β相。但是由于試 樣內部存在應力,導致晶格間距發(fā)生變化,進而導致 衍射峰的位置發(fā)生偏移。其中,壓應力會導致晶面間距 減小,衍射峰向高角度(高2θ值)偏移;而拉應力則導致晶面間距增大,衍射峰向低角度(低2θ值)偏移。

圖4為TA15鈦合金的元素分布圖。 Ti、 Al和V是TA15的主要元素,占90%以上的重量百分比。 EDS映射結果顯示, Ti和Al元素主要分布在α相 中,而Mo和O元素主要分布在β相中, V元素在 整個表面均勻分布。

2.2　不同溫度下拉伸性能分析

圖5為不同溫度下進行拉伸測試后得到的工程 應力-工程應變曲線,在各曲線上標注了對應溫度 下的極限抗拉強度。室溫25℃下的抗拉強度約為966MPa,并且隨著測試溫度的增加,抗拉強度迅 速下降。 200、 400、 600和800℃下的抗拉強度分 別為799、 710、 466和72MPa。然而,在600和800℃下的拉伸伸長率非常高。但是,在200和400℃時拉伸強度和伸長率均較室溫下有所下降。 TA15鈦合金可長時間(3000h)于500℃環(huán)境下進 行工作,所以TA15鈦合金主要用于制造500℃以 下長時間工作的飛機、發(fā)動機零件和焊接承力零部 件。另外,在500℃以下TA15鈦合金不會出現(xiàn)相變等現(xiàn)象,所以在此溫度區(qū)間內隨著拉伸試驗溫度 的升高,抗 拉 強 度 和 伸 長 率 均 下 降。然 而,在600℃及以上,材料的軟化現(xiàn)象顯著,塑性增強,伸長率出現(xiàn)顯著的提高[17]。

圖6為不同溫度下拉伸斷口的表面形貌,斷 口表面均存在大量的韌窩,說明所有樣品均為韌性斷裂。隨著 測 試 溫 度 從25℃增 加 至800℃ ,韌窩尺寸增大,在600和800℃時出現(xiàn)的大韌窩 是降低拉伸性能的主要原因之一。此外,高溫下 更嚴重的頸縮也表明TA15鈦合金在高溫下具有 更高的塑性變形能力,這與圖5中的伸長率結果 類似。EDS用于檢測微觀結構和斷口表面上析出顆粒 的元素含量,結果如圖7和表1所示。所有測試溫 度下的結果均表明基體和韌窩邊緣以Ti元素為主。

然而,析出顆粒的組成成分差異顯著, Fe或Al是 最重要的元素,除此之外,高含量的O也表明高溫 下測試的氧化現(xiàn)象非常嚴重。

2.3　不同溫度下磨損性能分析

圖8為摩擦因數的變化情況,整體來看,摩擦 因數隨著溫度的增高逐漸下降,從25℃下的0.279逐漸下降到600℃的0.224。然而,在800℃時,由于高溫下的良好塑性,摩擦因數突然增加。綜合 對比測試結果發(fā)現(xiàn)600℃時的摩擦因數最小。

圖9為磨損形貌與幾何尺寸的對比。平均磨損 寬度(圖9g)和平均最大磨損深度(圖9h)根據10次測量結果計算后得出,計算方法如圖9f所 示。其中,δ為誤差,Xi為第i條測試線的寬度,i= 1, 2, …,N,N為數據點的數量,取10,X為 測試線的平均寬度。在200和400℃下,磨損寬 度變化較大。盡管在600℃時磨損寬度的誤差最小,但磨損深度的誤差最高,這是因為部分劃痕太深,這說明了磨粒磨損為主要磨損形式。當測試溫度 為800℃時,試樣被擠壓和變形,導致磨損寬度 顯著增加(約為2300μm)。此外,此時出現(xiàn)的粘 著磨損導致明顯的局部撕裂。

圖10為不同溫度下摩擦磨損試驗后試樣的質量 變化。在25~600℃的范圍內,均表現(xiàn)為TA15鈦合 金試樣總質量的下降。然而, 600℃條件下的質量 損失顯著高于更低溫測試條件的,這是因為更高 的試驗溫度會導致TA15鈦合金硬度的下降與塑性 的提高(圖5、圖9g和圖9h) 。而800℃測試時 總質量不降反升,這是由于高溫軟化和粘著磨損,部分磨球轉移到試樣表面,使總質量增加了0.0194g。

通過掃描電鏡觀測可以進一步確認不同溫度 下試樣的磨損機制。圖11a顯示室溫下磨損機制主要為磨粒磨損,機械犁削現(xiàn)象明顯。圖11b和 圖11c顯示200和400℃下的磨損機制類似,明 顯出現(xiàn)剝離,并伴隨有少量顆粒。 600℃下磨痕的 寬度變化較小(圖11d) ,表明在機械磨損的基礎 上,壓實非常明顯。此外,磨球和工件之間的高 溫焊接導致輕微撕裂。然而,圖11e顯示800℃下 由于熱軟化效應導致嚴重擠壓變形。與600℃相 比,在摩擦磨損試驗中,磨球與試驗材料的黏附 效果更嚴重,這導致總質量增加(圖10) 。

3、分析與討論

過高的測試溫度可能導致顯著的軟化效應。從 宏觀角度來看,高溫能夠促使塑性變形,導致屈服 強度、抗拉強度降低,變形更容易發(fā)生[4-5]。從微 觀角度來看,當應變速率恒定時,測試溫度會影響 微觀結構的變形。晶界是阻礙位錯移動的重要障礙 之一,隨著測試溫度的增加,晶界強度和位錯阻力 均會減小。因此,在拉伸破碎后,粗大的初生α相 會變得更小且分布均勻。此外,增加的原子動能使 高溫下的塑性變形更容易發(fā)生。當變形溫度高于600℃時, TA15鈦合金的延展性和塑性顯著提高,因此, TA15鈦合金板材的適宜成形溫度應在600℃以上,此溫度下,增加的晶界滑移系統(tǒng)可減小阻礙 塑性變形的力量,降低屈服強度,并增強TA15鈦合金的塑性成形能力。因此,圖5顯示在800℃時 其伸長率非常高,約為31%。但是,抗拉強度減小 至約72MPa,這與文獻[18]的結果接近。

如果測試溫度低于600℃ ,由于位錯密度增加 而產生的加工硬化非常明顯。隨著測試溫度的增加 和應變應力的減小, TA15鈦合金中可移動位錯密度 在整體位錯密度中的比例增加,此時,增加的位錯 密度會降低TA15鈦合金的流動應力[1,6,19]。因此,盡管TA15鈦合金在高溫(800℃ )時較軟,但冷 卻后的顯微硬度最高,約為360.9HV。

基面和圓柱滑移系統(tǒng)是TA15鈦合金α相的主 要位錯滑移系統(tǒng)[20]。隨著測試溫度的增加,其他滑 移系統(tǒng)的臨界剪切應力降低,錐面、一階錐面和二 階錐面的滑移系統(tǒng)也會啟動。此外,隨著溫度的增 加,空位的擴散驅動位錯沿垂直于滑移平面的方向 攀移。然而,在高溫變形過程中,缺乏微觀變形機 制的原位表征使得微觀變形機制的分析變得困難。

在本實驗中,高溫(600℃ )的軟化效應通常 比位錯運動引起的加工硬化效應更為明顯,這也導 致隨著溫度的增加拉伸強度下降。同時,不同的試 驗溫度導致了不同的磨損機制和磨損質量變化(圖12)。其中,wi和hi分別為第i個試驗的磨痕寬度 和深度,結果顯示:w5>w4>w1>w2>w3,h4>h1>h5>h2>h3。從25~400℃主要表現(xiàn)為磨粒磨損,當磨損 溫度達到600℃時,材料的軟化效應更顯著,使其 具有更高的拉伸塑性。當溫度繼續(xù)增加至800℃ ,材料過度軟化,拉伸強度急劇下降。由于高溫,磨 球和工件之間發(fā)生了明顯的粘著磨損。此外,軟化 的材料導致了更寬的磨損形態(tài),并且由于粘附現(xiàn)象,總質量略有增加。

4、結論

(1) TA15鈦合金室溫下具有最高的抗拉強度,約為966MPa,并且微觀結構由等軸初生α相和β相組成。

(2)當測試溫度高于600℃時,由于高溫軟化 效應明顯強于加工硬化效應, TA15鈦合金的塑性和 抗拉延伸性迅速增加。

(3)TA15鈦合金的磨損機制與摩擦磨損試驗的 溫度緊密相關,在25 ~ 400℃時以磨粒磨損為主,在600和800℃時,以氧化磨損為主,伴隨有粘著 磨損和磨粒磨損。

(4)600 ℃下的TA15鈦合金仍具有良好的力學 性能,其較高的抗拉強度、塑性成形能力與耐磨性 能有利于航空TA15鈦合金的高溫服役。

(5)針對高溫服役的鈦合金探索了大范圍溫度 下的力學性能,從多方面分析了高溫下的拉伸與磨 損性能,補充了該材料的試驗性能參考數據。

參考文獻:

[1] 陳源,李淑慧,李永豐,等.TA15鈦合金應力松弛行為宏微 耦合 本 構 建 模[ J ].機 械 工 程 學 報, 2022, 58 ( 12 ): 64-74.　

Chen Y, Li S H, Li Y F, et al. Macro-micro coupled constitutive modeling for stress relaxation behavior of TA15 alloy sheet [ J]. Journal of Mechanical Engineering, 2022, 58 (12): 64-74.

[2] Wu H L, Sun Z C, Cao J, et al. Formation and evolution of trimodal microstructure during dual heat treatment for TA15 Ti-alloy [J]. Journal of Alloys and Compounds, 2019, 786: 894-905.

[3] 齊銘,安震,張凱,等.熱處理對鍛壓TA15鈦合金棒組織 和性能的調控[J].鍛壓技術, 2022, 47 (8): 193-199.Qi M, An Z, Zhang K, et al. Regulation of heat treatment on mi crostructure and properties of forged TA15 titanium alloy bar [J]. Forging & Stamping Technology, 2022, 47 (8): 193-199.

[4] Hao F, Xiao J F, Feng Y, et al. Tensile deformation behavior of a near-α titanium alloy Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V under a wide temperature range [J]. Journal of Materials Research and Technology, 2020, 9 (3): 2818-2831.

[5] Zhao H J, Wang B Y, Ju D Y, et al. Hot tensile deformation behavior and globularization mechanism of bimodal microstructured Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V alloy [ J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China ( English Edition), 2018, 28 ( 12 ): 2449 - 2459.

[6] Fan X G, Yang H, Gao P F. Prediction of constitutive behavior and microstructure evolution in hot deformation of TA15 titanium alloy [J]. Materials and Design, 2013, 51: 34-42.

[7] Liu G, Wang K H, He B B, et al. Mechanism of saturated flow stress during hot tensile deformation of a TA15 Ti alloy [J]. Materials and Design, 2015, 86: 146-151.

[8] Zhao J, Lyu L X, Liu G, et al. Analysis of deformation inhomogeneity and slip mode of TA15 titanium alloy sheets during the hot tensile process based on crystal plasticity model [ J]. Materials Science & Engineering A, 2017, 707 (8): 30-39.

[9] Zhao J, Lyu L, Wang K H, et al. Effects of strain state and slip mode on the texture evolution of a near-α TA15 titanium alloy during hot deformation based on crystal plasticity method [ J]. Journal of Materials Science and Technology, 2020, 38: 125-134.

[10] Gao P F, Zhan M, Fan X G, et al. Hot deformation behavior and microstructure evolution of TA15 titanium alloy with nonuniform microstructure [J]. Materials Science & Engineering A, 2017, 689 (2): 243-251.

[11] Lou M, Alpas A T. High temperature wear mechanisms in thermally oxidized titanium alloys for engine valve applications [ J ]. Wear, 2019, 426-427 (11): 443-453.

[12] Mengis L, Grimme C, Galetz M C. High-temperature sliding wear behavior of an intermetallic γ-based TiAl alloy [J]. Wear, 2019, 426-427 (11): 341-347.

[13] Zhang Z N, Li Z, Pan S H, et al. Enhanced strength and hightemperature wear resistance of Ti6Al4V alloy fabricated by laser solid forming [ J]. Journal of Manufacturing Science and Engineering, 2022, 144 (11): 1-11.

[14] Mao Y S, Wang L, Chen K M, et al. Tribo-layer and its role in dry sliding wear of Ti-6Al-4V alloy [ J]. Wear, 2013, 297 ( 1- 2): 1032-1039.

[15] GB/ T 228.2—2015,金屬材料　拉伸試驗　第2部分:高溫 試驗方法[S].GB/ T 228.2—2015, Metallic materials—Tensile testing—Part 2: Method of test at elevated temperature [S].

[16] GB/ T 3960—2016, 塑料 滑動摩擦磨損試驗方法[S].GB/ T 3960—2016, Plastics—Test method for friction and wear by sliding [S].

[17]牟建偉,于傳軍,湯海波,等.激光增材連接TA15鈦合金 顯微組織及力學性能研究[ J].中國激光, 2023, 50 (16): 221-228.

Mou J W, Yu C J, Tang H B, et al. Microstructure and mechanical properties of TA15 titanium component manufactured via laser additive connection [ J]. Chinese Journal of Lasers, 2023, 50 (16): 221-228.

[18] Feng Y J, Cui G R, Zhang W C, et al. High temperature tensile fracture characteristics of the oriented TiB whisker reinforced TA15 matrix composites fabricated by pre-sintering and canned extrusion [J]. Journal of Alloys and Compounds, 2018, 738: 164-172.

[19]黃立國,莊偉彬,高志玉.Ti-6Al-4V-0.1B鈦合金的熱壓縮 變形行為[J].稀有金屬, 2023, 47 (4): 512-519.

Huang L G, Zhuang W B, Gao Z Y. Compression deformation behavior of Ti-6Al-4V-0.1B titanium alloy at elevated temperature [ J]. Chinese Journal of Rare Metals, 2023, 47 (4): 512-519.

[20] Shin D H, Kim I, Kim J, et al. Microstructure development during equal-channel angular pressing of titanium [J]. Acta Materialia, 2003, 51 (4): 983-996.