TA15 (Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V)钛合金作为典型的 近α钛合金,由于其优异的强度、、、耐蚀机能和高温 机能,在航空航天、、、船舶等领域宽泛利用[1-3]。。在 飞机上重要的高温部件中, TA15钛合金的使用温度 领域为450 ~ 600℃[4]。。因而,相识和索求TA15钛 合金在分歧温度下的力学机能拥有重要意思。。

高温力学机能是TA15钛合金最有优势的指标 之一,其热变形和拉伸行为已经得到了宽泛钻研。。 ZhaoHJ等[5]比力了TA15钛合金在750、、、 800和850℃的球化机制,发现随着热变形温度的增长,断裂机制从韧性断裂变为晶间断裂。。凭据流变应 力、、、体积分数和晶粒尺寸测试了局, FanXG等[6]在1133 ~ 1253K领域内对TA15钛合金的热变形行 为进行了钻研。。陈源等[1]凭据高温拉伸和电子背 散射衍射(Electron Back Scatter Diffraction, EBSD)了局,发现所有Ti55钛合金样品在885℃以上均 阐发出优良的超塑性和软化效应。。 LiuG等[7]钻研 了750℃时高应变速度下TA15钛合金的变形机 制。。 ZhaoJ等[8]分析了750℃下TA15钛合金拉伸 变形的不均匀性和沿轧制方向的滑移模式,以及合金 的晶体学织构和资料机能,以相识TA15钛合金在热 变形过程中的织构演变[9]。。 GaoPF等[10]基于TA15钛合金等温压缩试验的微观组织与热变形行为,发现 层状α相的流动应力和软化速度高于等轴α相,这 导致变形更易产生。。综上,钻研人员重要是探索TA15钛合金在肯定温度领域内的高温拉伸机能,少 有探索在宽泛温度区间内的拉伸机能的变动。。

此外,钛合金作为极具高温利用价值的资料,其高温耐磨机能亟需国内外的钻研学者进行探索。。 LouM等[11]对TC4钛合金在350和550℃下进行了 销盘式滑动磨损试验,发现氧扩散区削减了亚理论 的塑性变形,有助于提高耐磨性。。 MengisL等[12]研 究了γ基TiAl合金的高温滑动磨损行为,发现磨损 理论形成的富铝和富钛氧化皮可最大限度地削减金 属与金属的直接接触。。 ZhangZN等[13]和MaoYS等[14]探索了激光增材制作TC4钛合金在分歧温度下 的耐磨性,发现随着温度升高,磨损机制从磨料磨损 为主转变为氧化磨损为主。。综合分析,目前钻研人员 重要针对TC4钛合金进行了高温磨损机能的探索,少 有学者对TA15钛合金的高温磨损机能进行分析。。

为了钻研服役温度对TA15航空钛合金拉伸强 度、、、延展性、、、耐磨性和微观结构的影响,进行了5组试验。。本钻研的指标是:探索分歧温度下从室温 到800℃高温的拉伸机能;钻研分歧温度下的摩擦 和磨损机能;分析温度对拉伸断口理论、、、磨损机制 和微观结构的影响。。

1、、、资料与试验过程

1.1　资料及表征

试验使用的TA15航空钛合金的化学成分如下(%,质量分数): Al-6.69, Mo-1.77, V-2.25, Zr2.26, Fe-0.14, Ti-余量。。金相试样在磨削、、、抛光 后,使用1%HF + 1.5%HCl + 2.5%HNO3+95%H₂O配置的化学侵蚀液进行侵蚀处置,处置功夫为45s。。通过X射线衍射(X-rayDiffraction, XRD)、、、扫描 电 子 显 微 镜( Scanning Electron Microscope, SEM) 、、、能 谱 仪( Energy Dispersive Spectroscopy, EDS)和激光共聚焦显微镜对试样中的物相、、、微 观组织、、、元素散布及磨损描摹和 尺 寸 等 进 行 观 察。。

1.2　力学机能测试

高温拉伸试验设备和样品尺寸如图1所示。。试 验 温 度 为:室 温( 25℃ )、、、 200、、、 400、、、 600和800℃ ,加载速度为1mm.min^-1,初始标距为50mm。。高温拉伸试验参照GB / T228.2-2015[15]。。

高温摩擦和磨损试验选取配有高温炉的Rtec通用摩 擦仪(Rtec,SanJose,USA),该炉可升温至1000℃,加热速度为100℃ .min^-1,并在测试后进行炉冷 却(图2) 。。选取球盘式磨损试验装置,磨球为直 径为Φ9.525mm的Si3N4陶 瓷 球,设 定 载 荷 为10N,滑动速度为50mm.s^-1,半径为R8mm,试验 时长 为20min。。摩 擦 磨 损 试 验 参 照GB/ T3960— 2016[16]。。

2、、、了局与分析

2.1　微观组织分析

图3a~图3e对比了25~800℃保温20min后的TA15钛合金的微观组织,发现拉伸试验温度对资料微观描摹的影响较小。。图3f为分歧测试温度下所有样 品的XRD图样,微观结构状态和XRD了局均批注材 料组织中存在大量等轴初生α相和β相。。但是由于试 样内部存在应力,导致晶格间距产生变动,进而导致 衍射峰的地位产生偏移。。其中,压应力会导致晶面间距 减小,衍射峰向高角度(高2θ值)偏移;而拉应力则导致晶面间距增大,衍射峰向低角度(低2θ值)偏移。。

图4为TA15钛合金的元素散布图。。 Ti、、、 Al和V是TA15的重要元素,占90%以上的重量百分比。。 EDS映射了局显示, Ti和Al元素重要散布在α相 中,而Mo和O元素重要散布在β相中, V元素在 整个理论均匀散布。。

2.2　分歧温度下拉伸机能分析

图5为分歧温度下进行拉伸测试后得到的工程 应力-工程应变曲线,在各曲线上标注了对应温度 下的极限抗拉强度。。室温25℃下的抗拉强度约为966MPa,并且随着测试温度的增长,抗拉强度迅 速降落。。 200、、、 400、、、 600和800℃下的抗拉强度分 别为799、、、 710、、、 466和72MPa。。然而,在600和800℃下的拉伸伸长率极度高。。但是,在200和400℃时拉伸强度和伸长率均较室温下有所降落。。 TA15钛合金可长功夫(3000h)于500℃环境下进 行工作,所以TA15钛合金重要用于制作500℃以 下长功夫工作的飞机、、、发起机零件和焊接承力零部 件。。别的,在500℃以下TA15钛合金不会出现相变等景象,所以在此温度区间内随着拉伸试验温度 的升高,抗 拉 强 度 和 伸 长 率 均 下 降。。然 而,在600℃及以上,资料的软化景象显著,塑性加强,伸长率出现显著的提高[17]。。

图6为分歧温度下拉伸断口的理论描摹,断 口理论均存在大量的韧窝,注明所有样品均为韧性断裂。。随着 测 试 温 度 从25℃增 加 至800℃ ,韧窝尺寸增大,在600和800℃时出现的大韧窝 是降低拉伸机能的重要原因之一。。此外,高温下 更严重的颈缩也批注TA15钛合金在高温下拥有 更高的塑性变形能力,这与图5中的伸长率了局 类似。。EDS用于检测微观结构和断口理论上析出颗粒 的元素含量,了局如图7和表1所示。。所有测试温 度下的了局均批注基体和韧窝边缘以Ti元素为主。。

然而,析出颗粒的组成成分差距显著, Fe或Al是 最重要的元素,除此之外,高含量的O也批注高温 下测试的氧化景象极度严重。。

2.3　分歧温度下磨损机能分析

图8为摩擦因数的变动情况,整体来看,摩擦 因数随着温度的增高逐步降落,从25℃下的0.279逐步降落到600℃的0.224。。然而,在800℃时,由于高温下的优良塑性,摩擦因数忽然增长。。综合 对比测试了局发现600℃时的摩擦因数最小。。

图9为磨损描摹与几何尺寸的对比。。均匀磨损 宽度(图9g)和均匀最大磨损深度(图9h)凭据10次丈量了局推算后得出,推算步骤如图9f所 示。。其中,δ为误差,Xi为第i条测试线的宽度,i= 1, 2, …,N,N为数据点的数量,取10,X为 测试线的均匀宽度。。在200和400℃下,磨损宽 度变动较大。。只管在600℃时磨损宽度的误差最小,但磨损深度的误差最高,这是由于部门划痕太深,这说了然磨粒磨损为重要磨损大局。。当测试温度 为800℃时,试样被挤压和变形,导致磨损宽度 显著增长(约为2300μm)。。此外,此时出现的粘 着磨损导致显著的部门扯破。。

图10为分歧温度下摩擦磨损试验后试样的质量 变动。。在25~600℃的领域内,均阐发为TA15钛合 金试样总质量的降落。。然而, 600℃前提下的质量 损失显著高于更低温测试前提的,这是由于更高 的试验温度会导致TA15钛合金硬度的降落与塑性 的提高(图5、、、图9g和图9h) 。。而800℃测试时 总质量不降反升,这是由于高温软化和粘着磨损,部门磨球转移到试样理论,使总质量增长了0.0194g。。

通过扫描电镜观测能够进一步确认分歧温度 下试样的磨损机制。。图11a显示室温下磨损机制重要为磨粒磨损,机械犁削景象显著。。图11b和 图11c显示200和400℃下的磨损机制类似,明 显出现剥离,并伴随有少量颗粒。。 600℃下磨痕的 宽度变动较小(图11d) ,批注在机械磨损的基础 上,压实极度显著。。此外,磨球和工件之间的高 温焊接导致轻微扯破。。然而,图11e显示800℃下 由于热软化效应导致严重挤压变形。。与600℃相 比,在摩擦磨损试验中,磨球与试验资料的黏附 成效更严重,这导致总质量增长(图10) 。。

3、、、分析与会商

过高的测试温度可能导致显著的软化效应。。从 宏观角度来看,高温可能促使塑性变形,导致屈服 强度、、、抗拉强度降低,变形更容易产生[4-5]。。从微 观角度来看,当应变速度恒按时,测试温度会影响 微观结构的变形。。晶界是故障位错移动的重要阻碍 之一,随着测试温度的增长,晶界强度和位错阻力 均会减小。。因而,在拉伸破碎后,粗壮的初生α相 会变得更小且散布均匀。。此外,增长的原子动能使 高温下的塑性变形更容易产生。。当变形温度高于600℃时, TA15钛合金的延展性和塑性显著提高,因而, TA15钛合金板材的合适成形温度应在600℃以上,此温度下,增长的晶界滑移系统可减小故障 塑性变形的力量,降低屈服强度,并加强TA15钛合金的塑性成形能力。。因而,图5显示在800℃时 其伸长率极度高,约为31%。。但是,抗拉强度减小 至约72MPa,这与文件[18]的了局靠近。。

若是测试温度低于600℃ ,由于位错密度增长 而产生的加工硬化极度显著。。随着测试温度的增长 和应变应力的减小, TA15钛合金中可移动位错密度 在整体位错密度中的比例增长,此时,增长的位错 密度会降低TA15钛合金的流动应力[1,6,19]。。因而,只管TA15钛合金在高温(800℃ )时较软,但冷 却后的显微硬度最高,约为360.9HV。。

基面和圆柱滑移系统是TA15钛合金α相的主 要位错滑移系统[20]。。随着测试温度的增长,其他滑 移系统的临界剪切应力降低,锥面、、、一阶锥面和二 阶锥面的滑移系统也会启动。。此外,随着温度的增 加,空位的扩散驱动位错沿垂直于滑移平面的方向 攀移。。然而,在高温变形过程中,不足微观变形机 制的原位表征使得微观变形机制的分析变得难题。。

在本尝试中,高温(600℃ )的软化效应通常 比位错活动引起的加工硬化效应更为显著,这也导 致随着温度的增长拉伸强度降落。。同时,分歧的试 验温度导致了分歧的磨损机制和磨损质量变动(图12)。。其中,wi和hi别离为第i个试验的磨痕宽度 和深度,了局显示:w5>w4>w1>w2>w3,h4>h1>h5>h2>h3。。从25~400℃重要阐发为磨粒磨损,当磨损 温度达到600℃时,资料的软化效应更显著,使其 拥有更高的拉伸塑性。。当温度持续增长至800℃ ,资料过度软化,拉伸强度急剧降落。。由于高温,磨 球和工件之间产生了显著的粘着磨损。。此外,软化 的资料导致了更宽的磨损状态,并且由于粘附景象,总质量略有增长。。

4、、、结论

(1) TA15钛合金室温下拥有最高的抗拉强度,约为966MPa,并且微观结构由等轴初生α相和β相组成。。

(2)当测试温度高于600℃时,由于高温软化 效应显著强于加工硬化效应, TA15钛合金的塑性和 抗拉延长性迅速增长。。

(3)TA15钛合金的磨损机制与摩擦磨损试验的 温度缜密有关,在25 ~ 400℃时以磨粒磨损为主,在600和800℃时,以氧化磨损为主,伴随有粘着 磨损和磨粒磨损。。

(4)600 ℃下的TA15钛合金仍拥有优良的力学 机能,其较高的抗拉强度、、、塑性成形能力与耐磨性 能有利于航空TA15钛合金的高温服役。。

(5)针对高温服役的钛合金索求了大领域温度 下的力学机能,从多方面分析了高温下的拉伸与磨 损机能,补充了该资料的试验机能参考数据。。

参考文件:

[1] 陈源,李淑慧,李永丰,等.TA15钛合金应力松弛行为宏微 耦合 本 构 建 模[ J ].机 械 工 程 学 报, 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] 齐铭,安震,张凯,等.热处置对锻压TA15钛合金棒组织 和机能的调控[J].锻压技术, 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,金属资料　拉伸试验　第2部门:高温 试验步骤[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 滑动摩擦磨损试验步骤[S].GB/ T 3960—2016, Plastics—Test method for friction and wear by sliding [S].

[17]牟建伟,于传军,汤海波,等.激光增材衔接TA15钛合金 显微组织及力学机能钻研[ J].中国激光, 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]黄立国,庄伟彬,高志玉.Ti-6Al-4V-0.1B钛合金的热压缩 变形行为[J].罕见金属, 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.