低温钛合金的研究进展.pdf
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第45卷第1期稀有金属材料与工程Vol.45,No.12016年1月RAREMETALMATERIALSANDENGINEERINGJanuary2016收稿日期:
2015-01-26基金项目:
陕西省重点科技创新团队计划钛合金研发创新团队(2012KCT-23);陕西省科技统筹创新工程计划项目(2014KTCQ01-38)作者简介:
黄朝文,男,1988年生,博士生,西北有色金属研究院,陕西西安710016,电话:
029-86250729,E-mail:
huangchaowen318低温钛合金的研究进展黄朝文1,2,葛鹏2,赵永庆1,2,辛社伟2,周伟2,李倩2,曾卫东1(1.西北工业大学凝固技术国家重点实验室,陕西西安710072)(2.西北有色金属研究院,陕西西安710016)摘要:
因具有优异的低温综合性能,钛合金作为重要的低温工程材料而逐渐受到广泛重视。
本文概述了当前国际低温钛合金的应用现状,从钛合金、/两相钛合金及钛合金方面,综述了钛合金低温变形机制的最新研究进展,并总结了这3类不同相成分的钛合金的低温变形机制。
从温度、合金成分、形变因素和显微组织方面,归纳总结了不同因素对钛合金低温塑性变形机制的影响。
另外,还探讨了低温钛合金的发展趋势,以期为新型综合性能更好的低温钛合金的设计和研发提供参考。
关键词:
钛合金;低温;变形;变形机理中图法分类号:
TG146.2+3文献标识码:
A文章编号:
1002-185X(2016)01-0254-07钛合金比不锈钢、镁铝合金等低温工程材料,有更好的低温韧性、更高的比强度,且低温下有热传导率低、膨胀系数小、无磁性及耐蚀性能好等优异综合性能1-4。
同时,宇航器构件要求其制造材料在低温下具有高强度的同时还需保持良好的韧性和低的热物性能参数,有良好的可加工性;对于燃料泵和发动机叶轮,还必须要小且轻质,所以钛合金在航天、超导等领域作为一种重要的低温工程材料应用越来越广5-8。
钛合金低温应用技术也成为衡量各国航天火箭技术的重要指标,逐渐得到世界各国的重视和发展。
本文从钛合金、/两相钛合金及钛合金方面,综述了国内外钛合金低温塑性变形机理的最新研究进展,探讨了其未来发展的趋势。
1国内外低温钛合金应用现状目前国内外使用的低温钛合金主要有:
纯钛、Ti-5Al-2.5Sn(TA7)、Ti6Al4VELI、CT20等,其中Ti6Al4VELI可在77K温度下使用,而TA7和CT20都可在20K甚至更低温度下使用6-9。
表1列出了几种商业钛合金的低温力学性能6-9。
低温钛合金因其有较高的战略意义,世界各国都对其研究应用极其重视。
前苏联对其研制应用最早,早期研制的OT4、BT5-1KT和T-3BKT等合金已在航天火箭等领域大量应用,如液体燃料火箭发动机的燃料仓、低温液体储存箱及液氢输送泵叶轮等。
最近,俄罗斯某金属研究院用BT6合金制造了工作温度可达200的H600mm的模锻件和承载托架等6-8。
美国在阿波罗计划中,使用了大量的TA7ELI和Ti-6Al-4VELI钛合金作为火箭的液氢容器、导管和高压气瓶材料,还研制了Ti8Al1Mo1V、Ti6Al3Nb2Zr等低温钛合金6-8。
20世纪80年代初,日本采用Ti-6Al-4VELI和TA7ELI制作了30MVA超导发电机转子和磁悬浮列车的低温部件。
近年来,日本研制了LT700钛合金,并用其制作液氢涡轮泵,还将Ti-5Al-2.5SnELI应用于某大型推进器6-8。
我国对低温钛合金的研究较晚,针对航天工程的需要,“九五”期间,西北有色金属研究院先后研制了适用于低温管路系统的Ti2Al2.5Zr,Ti3Al2.5Zr,CT20等系列低温钛合金,其中CT20合金经过十余年的研究开发,近期已成功用于某发动机的液氢管路系统6-8,10。
2钛合金低温变形机理研究现状2.1钛合金低温变形机理钛合金室温变形机制主要为位错滑移,在温度较低或应变速率较高时,可进行孪生。
但孪生引起的错位小于一个原子间距,变形量较小,所以塑性变形主要由滑移贡献11。
但因hcp结构晶体的滑移临界切应力随温度降低而升高很快,而孪生临界切应力变化不第1期黄朝文等:
低温钛合金的研究进展255表1几种商业钛合金的低温力学性能Table1Tensilestrengthsatlowtemperaturesforseveralcommercialtitanium-basedalloys6-9AlloyConditionTesttemperature/Kb/MPa0.2/MPaElongation/%Ti-5Al-2.5SnAnnealed(a)*,normalinterstitial2956025881620075272514779589371220115611495.1Annealed,extra-lowinterstitial(ELI)2955204861720062958816778628141720105398515Ti-8Al-1Mo-1VDuplexannealed(b)*29569865015200766705157710199172220115611011.2Ti-6Al-4VAnnealed(c)*,normalinterstitial29567760912200793732117710479781120121111634AnnealedELI2956776361220078774612771074101211201129107411Ti-13V-11Cr-3AlSolutiontreatedandaged(d)*2959308487200107410052.17711290.220Note:
*(a)at707867for15minto4h,aircool,(b)at787for8h,furnacecool,plusat787for15min,aircool,(c)at707817for30minto4h,airorfurnacecool,and(d)at427507for20100h大,致使低温时孪生比滑移更易进行,即随温度降低孪生将普遍发生,逐渐取代滑移成为合金的主要变形机制1-3,11-13。
M.A.Meyers等14研究发现,钛合金的孪生比滑移的温度依赖性更低,孪生的形核不是热激活过程,由此,温度越低,孪晶比滑移越易进行。
此外,孪生与位错间的相互作用可能改变滑移模式,提高变形能力。
范承亮6、刘伟15等发现,CT20合金的室温变形机制以滑移为主,随温度降到20K,拉伸应力-应变曲线上出现锯齿状波,变形组织中位错减少,孪晶增多,此时,CT20合金的变形机制为以孪生为主的孪生滑移混合模式。
图1是典型的近钛合金不同温度下的应力-应变曲线。
随温度降低合金强度逐渐提高。
当温度降至20K时,应力-应变曲线出现锯齿波,这是及近钛合金超低温塑性变形的普遍现象9。
刘伟15、Z.Zhang16、B.Skocze17、A.Ghisi18等认为其与滑移和孪晶相关,相的滑移临界切应力随温度降低升高很快,20K时,其值较高,使滑移变得困难,继续变形需更大的力。
滑移或孪生多沿最大分切应力方向进行,并产生形变热。
钛合金比热容很低,形变热导致试样变形区局部温升,降低滑移临界切应力,但随应变硬化的作用应力又重新上升,在应力-应变曲线上便形成锯齿。
另外,孪生可缓解局部应力集中,也使宏观应力下降,加工硬化又使应力上升。
这2种方式共同作用使应力随应变的增加呈锯齿波。
Basinsky19研究铝合金低温变形锯齿屈服时未发现有孪晶和马氏体产生,则认为该过程不一定伴有孪晶。
但Moskalenko20、Conrad21等研究钛合金低温拉伸时发现,应力因滑移受阻引起应力集中而上升,又随变形的进行产生的绝热增温引起位错坍塌使应力下降,从而出现锯齿波,而孪晶起协助位错坍塌形核的作用,所以该过程必然伴有孪晶。
图1CT20合金不同温度下的应力-应变曲线Fig.1Tensilestress-straincurvesoftheCT20alloyatdifferenttemperatures150510152025/%1400120010008006004002000/MPa20K200K300K256稀有金属材料与工程第45卷综上所述,随温度降低,钛合金的变形机制由滑移逐渐转向孪生,其超低温应力-应变曲线呈锯齿波特征。
2.2/两相钛合金低温变形机理由于两相的结构和性能各异,双相钛合金低温变形除有钛合金的低温变形机制外,还有相引起的相关机制,如两相间的取向差及界面对滑移的阻碍等11,22-27。
相对两相合金塑性变形中位错的启动、穿过等机制有显著影响11,25-27。
何东11发现,TA15合金塑性变形时两相多晶间协调变形,表现为滑移从单系逐步演化为多系,并伴随滑移穿过相界或晶界现象,且该行为受/之间的取向关系、层的厚度等制约。
Ambard等25研究发现,20K下Ti6Al4V中滑移系的本质取决于晶粒的形态,等轴晶粒中柱面滑移是主要滑移系,而片束组织中以基面滑移为主。
这种不同归因于片间的相,/界面充当滑移系的过滤器作用。
滑移带穿过和相时在相界面处会发生扭折,Ambard等25利用原子力显微镜对其分析,测得其高度约为十几纳米。
另外,虽有相的影响,Ambard在整个变形过程中没有观察到孪晶,只有滑移,所以认为Ti6Al4V合金20K下的主要变形机制为滑移。
然而S.Diiorio等28研究Ti6Al4VELI在20K拉伸时发现其主要变形机制为孪晶,且检测到3种孪晶:
1012型及5613孪晶和1011二次孪晶。
与Ambard25研究结果不同,主要原因与合金的间隙元素含量不同相关,20K变形时,无足够的抑制孪晶产生的间隙原子,孪生则可顺利进行6。
总之,两相钛合金的低温变形机制有滑移和孪生,相对位错的启动、穿过等有显著影响,滑移带穿过相界面时会发生扭折,间隙元素含量对其也有决定性的作用。
2.3钛合金低温变形机理钛合金的变形机制取决于其特殊的合金成分和晶粒尺寸,主要有滑移、孪晶和应力诱导及剪切相变29-30。
低温下主要变形机制为形变诱导相变和孪生,如形变诱导和/或相变,332及112孪晶。
Furuhara等31,32研究发现,Ti15V3Cr3Sn3Al合金固溶后室温轧制可得112滑移,77K轧制可得332孪晶并伴有应变诱导相,即随温度降低,钛合金的变形机制由滑移转向孪生。
另外,孪晶与基体界面处有位错环特征,Furuhara认为是卸载时孪晶收缩孪晶/界面向基体扩展的结果,若再次变形,主孪晶上将产生二次332孪晶。
由此提出用倒异点阵距离的比率=d*0002/d*222表示基体的稳定性及变形机制,0.660时,为332孪生;0.660时,为滑移。
Hanada等33-36研究Ti-V、Ti-Nb等合金的室温及77K塑性变形时发现,合金优异的塑性源于332及112孪晶和滑移。
332孪晶在高V量的合金和通过时效或添加氧的低V量合金中都可产生,与不稳定相及相相关,而112孪晶只出现在稳定相中。
Ti-Mo和Ti-Nb合金低温变形规律与之相同,但没有相产生。
单相Ti-Fe合金低温变形可产生332孪晶和112滑移,但332孪晶只出现在临近Ms曲线的亚稳区。
另外,与合金相似,亚稳合金低温拉伸应力-应变曲线也有锯齿波,但原因稍有不同。
合金的锯齿屈服与加工硬化、孪晶和滑移等相关15-21,而亚稳合金还与相的应力诱导相转变相关37,38。
总之,合金低温变形机制受相的稳定性影响,主要有形变诱导和/或转变、332及112孪晶和滑移,亚稳钛合金低温拉伸曲线也有锯齿波。
综上所述,、/及不同相成分钛合金的低温变形机制如表2所示。
钛合金,随温度降低,主要变形机制由滑移转向孪生,拉伸曲线有锯齿波;/两相合金低温变形机制,低间隙合金以孪晶为主,常规合金以滑移为主,伴有位错穿过/相界或晶界机制;合金的变形机制受相的稳定性影响,亚稳合金变形主要为应力诱导和/或转变、332孪晶且有锯齿屈服现象,稳定合金形变机制主要有112孪晶和滑移。
2.4影响钛合金低温塑性变形机理的因素除温度和相成分外,影响钛合金低温塑性变形机制的因素还有很多,如合金成分、形变因素,显微组织等。
2.4.1合金成分合金成分对及两相钛合金的塑性变形机制有显著影响6。
总体来说,合金元素的添加基本都抑制孪生切变,降低合金的低温塑性(如表1)。
Zaefferer等39研究Al含量对钛合金低温性能的影响时发现,Ti-Al合金变形过程,铝含量较低时(如质量分数小于2.9%),柱面滑移占主导;随含铝量的增加,基面滑移的比例逐渐增加,当铝含量增加到5%6%时,二者相当。
Castany26,27研究发现,与Ti6Al4V相比,无Al钛中位错被钉扎时间短,跳跃长度长,且不存在宏观扭结;与钛相比,含Al使Ti6Al4V的位错移动降低,这是因为Al原子与周围原子产生化学交互作用,使位错第1期黄朝文等:
低温钛合金的研究进展257表2钛合金低温变形机制Table2DeformationmechanismsofTialloysatcryogenictemperaturesTypeofTialloyDeformationmechanismsatcryogenictemperaturestitaniumalloysWithtemperaturesdecrease,deformationmechanismstransitfromslippingtotwinning,accompaniedbyserratedyielding./titaniumalloysPrimarydeformationmechanismsof/ELIalloysistwinning,orelseisslippingandslipbandscrossing/interphasesorgrainboundaries.titaniumalloysTometastablealloys,deformationmechanismsaredeformationinducemartensitictransformationoromegatransformationand332twining,accompaniedbyserratedyielding;and112twiningandslippingaretheirmaindeformationmechanismsofstablealloys.移动困难。
间隙元素含量也强烈影响合金低温变形,随间隙元素含量增加,合金强度升高,而塑性降低。
范承亮6发现低氧当量CT20A合金拉伸变形有1122孪晶产生,而高氧当量合金则没有。
这是因为Al及间隙元素含量的增加使晶格畸变,轴比c/a变化,不利于孪生,即不利于合金的塑性变形。
合金成分决定了相的稳定性40,对钛合金塑性变形机制有决定性作用。
Hanada等33-35研究发现,低V量的Ti-V合金低温变形有应力诱导转变伴随332孪晶产生,随V含量的增加,332孪晶消失,在高V量合金中只有滑移产生。
加氧可阻止相转变,且含氧合金很难产生332孪晶,如Ti-16%V-0.65%O和Ti-2022%V-0.21%O合金在室温和77K变形都没有孪晶,只有滑移,在低间隙性(0.06%O)合金中只能观察到112型孪晶。
Ti-Mo和Ti-Nb合金的低温变形机制规律与Ti-V合金相似,但无应力诱导相产生。
2.4.2形变因素形变因素对钛合金低温变形机制也有显著影响。
首先,如位错滑移、孪生切变、应力诱导相转变等多数变形机制都与合金晶体结构相关,变形过程存在择优取向。
如滑移和孪生与施密特因子(schmidfactor,SF)的大小相关,滑移和孪生常发生在SF大的区域。
拉伸或压缩孪晶在拉伸或压缩应变沿c轴时产生,孪生系统可认为是孪生切变和SF因子共同作用的结果。
Q.Y.Sun3,41、麻西群42等研究发现,循环变形可激发钛的拉伸和压缩孪晶,使更多孪晶参与变形,有循环硬化特征,且随循环应变幅或循环周次增加,孪晶数量增加,循环应力也增加。
J.W.Cahn43认为,孪生和马氏体相变有许多共同点,在形成时均伴有沿某一晶体学平面的均匀切变,且通过切变释放应力集中,使塑性变形均匀地进行。
宋西平44等也发现纯钛在77K低周疲劳也存在“孪生诱发塑性”,塑性较室温下有很大提高,改善了其低周疲劳性能。
其次,应变及其速率对钛合金低温变形机理有一定的影响。
滑移速率远比孪生及马氏体转变小,通常在高应变速率下,后两者比滑移更易进行31。
Oberson45发现,钛合金低温变形激活能随应变的增加而增加,即优先变形机制从低应变时的滑移机制向高应变时的孪晶机制转变,转变原因是位错堆积导致孪生形核。
W.Lee等46研究发现,恒温下随应变速率的增加,流变应力、加工硬化速率和应变速率敏感度增加,但参与变形体积减少;恒应变下随变形温度的上升,规律与恒温相反。
位错密度随应变速率的提高而变大,随变形温度的上升而减小。
2.4.3显微组织显微组织对钛合金的低温变形机制也有强烈影响。
合金中不同相的变形不同,且相与相间、晶粒之间以及组织间的协调变形也因相、晶粒等的不同而不同47-50。
低温变形时,粗大片状组织较细小等轴组织易产生孪晶,尺寸越大越易孪生3,41,44。
因为晶界对孪生切变有阻碍作用,尺寸较大的组织可以为孪晶长大提供更长的距离。
范承亮6、E.D.Tabachnikova51等发现,钛合金等轴组织较片状组织容易滑移,但片状组织较等轴组织易孪生。
在室温下无论等轴还是片状组织,变形都以滑移为主。
当温度降到液氮温度时,除滑移外,孪生也起重要作用。
在液氢温度下,变形曲线呈锯齿状,且片状组织较等轴组织曲线上锯齿数多,经观察相应的孪晶数目也较等轴组织多,即片状组织在超低温下较等轴组织易发生孪生,且孪晶的大小及数量与片的大小及取向和合金的变形方向有关。
另外,Wang等52研究Ti-2Al-2.5Zr合金77K低周疲劳时发现,随晶粒尺寸从5m增加到40、100m,变形逐渐由孪晶演化为堆垛层错,即扩展位错被激发,这种转变归因于随晶粒尺寸的增大,局部应力集中升高。
综上所述,不同因素对钛合金低温塑性变形的影响如表3所示。
首先是温度,随温度的降低,钛合金的变形机制由滑移向孪生转变。
其次是合金成分,合金元素的添加抑制孪晶的产生,对合金,合金元素258稀有金属材料与工程第45卷表3钛合金低温变形机制的影响因素Table3InfluenceofseveralfactorsondeformationmechanismsofTialloysatcryogenictemperaturesFactorInfluenceondeformationmechanismsofTialloysatcryogenictemperaturesTemperatureWithtemperaturesdecrease,deformationmechanismschangefromslippingtotwinning,accompaniedbyserratedyielding.AlloyelementsAlloyelementscanrestraintwinning;toalloys,elementscanaffectthestabilityofphaseandthenhaveasignificantinfluenceontheirdeformationmechanisms.FactorsofdeformationAcrystalhasdifferentSFatdifferentdeformationadditionsandthendifferentslippingortwinningsystemsact;twinningbecomesmoreactivethanslippingathigherstrainamplitudeorhigherstrainrate.MicrostructureAsmonotonicandcyclicdeformation,twinningbecomesmoreactiveatcoarselamellarstructuresthanthatatsmallglobularstructures;inaddition,deformationstructureevolvesfromtwinstostackingfaultswithgrainsizeincreaseascyclicdeformation.影响相的稳定性,进而影响其低温变形机制。
再次是形变因素,不同的变形方式对应不同的SF因子,从而激活不同的滑移系和孪晶系;大应变或高速应变下,孪生更易进行。
然后是显微组织,无论是单轴还是循环变形,粗大的片状组织较细小等轴组织易产生孪晶,尺寸越大,孪生越易进行;另外,循环变形时,随晶粒尺寸从几微米到几十微米变化,变形机制可能从孪晶转为扩展位错。
3低温钛合金发展趋势随着先进航天技术的飞速发展,未来重型火箭运载能力将达百吨级,要求其发动机具有较高的脉冲推重比,从而要求其制造用钛合金有更高的低温强度和塑韧性。
当前的低温钛合金基本为及含少量相的两相钛合金,对其研究已有很多,有关理论相对较完善。
钛合金虽拥有诸多优异低温性能,但也有其特定的缺点,因不含或只含少量相,其工艺塑性和冷成型性差,致使涡轮等形状较为复杂的部件难以加工。
另外,不能进行热处理强化,强度较低,应用受到限制,只能用于各种受力较低的管道、氢泵等构件。
对于高速转动部件(如叶轮)等,其性能还不能很好地满足要求,急需进一步开发低温综合性能更好的钛合金,以满足航天技术发展需求。
与合金比,合金的强度较高,室温塑韧性也较好,且其冷热成型性好,加工性能更优异53。
但通常认为,合金不适用于低温环境,原因有:
(1)钛合金是bcc结构,通常bcc结构在低温下会经历韧脆转变,导致其低温塑性低,所以不适用于低温10。
(2)但同为bcc结构的铌和钠低温下没有韧脆转变现象,所以低温韧脆转变不是bcc结构的固有特征4。
钛合金不适用于低温环境是因为合金是亚稳定的,工程应用中不希望其像bcc结构的钢一样,在低温下发生脆性开裂失效。
然而,Hanada等33-35研究发现,某些成分的固溶态合金在低温下也有较高的强塑性。
如77K下,Ti-22V和Ti-28V的抗拉强度(b)分别约为1500和1300MPa,延伸率()分别可达50%和30%;Ti-15Mo合金的b接近2000MPa,超过40%;Ti-40Nb合
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