钛合金因其高比强度、、、优良的耐侵蚀性和热不变性[1-4],被宽泛用于航空发起机叶片及飞机梁结构等部件中！！。由于TC4钛合金构件常接受冲击载荷作用,为确保构件服役安全,降低资料在高应变率下塑性变形失效风险[5-7],工程中常通过固溶处置来提高钛合金综合力学机能！！。明确TC4钛合金在分歧固溶温度下的微观结构特点及动态力学行为,对于钛合金微结构优化和抗冲击机能提升意思重大！！。
合理的固溶温度能够优化钛合金的强塑性匹配,有钻研批注,调整固溶温度可能调控钛合金中β相的不变性[8],而扭转时效温度[9-11]则会对合金的准静态拉伸机能产生显著影响！！。固溶时效处置[12-13]会使TC4钛合金心部产生显著多于理论的次生α相,且拉伸机能降低[14-15]！！。固溶温度的升高使钛合金的抗拉强度显著加强,但降低了资料的断裂伸长率,而时效温度的升高能够使合金的断裂伸长率显著增大[16-17]！！？杉,固溶温度[18-21]与冷却速度[22-24]对于钛合金微观结构和强度影响较大！！。此外,通过调节固溶温度还推进了钛合金微观组织的转变,以进一步影响力学机能的表白,如β相的含量在TC4钛合金的热塑性变形过程中起重要的作用[25],双态组织TC4钛合金的抗压强度与β相的体积占比缜密有关[26]！！。
此外,钛合金内部次生α相的含量增长会直接导致资料硬度的提升[27]！！。为进一步揭示热处置对钛合金动态力学行为的影响机制,霍普金森拉杆(SplitHopkinsontensilebar,SHTB)及动态拉伸试验机[28]等装置常被用于发展动态力学机能尝试,如选取霍普金森杆对TB6钛合金[29]、、、TB8[30]/SLM-TC4钛合金[31]发展高应变率下的力学机能测试,钻研揭示了固溶处置后的应变率强化效应、、、初生α相的β相转变个性、、、次生α相析出、、、断口韧窝描摹及动态强韧机制！！。
目前国内外学者对各类钛合金发展了多种热处置工艺钻研,并以热处置温度-微观组织演化-力学机能之间的关系为主线,发展了微观表征和力学机能测试工作,为进一步明确分歧固溶温度下TC4钛合金微观组织演化与动态力学机能之间的关联法规,本文以TC4钛合金为对象,通过X射线衍射(XRD)、、、扫描电镜(SEM)和电子背散射衍射(EBSD)表征,分析固溶温度对资料微观组织及晶体特点的影响,拔取
SHTB尝试装置发展资料力学机能测试,揭示了分歧固溶温度处置后TC4钛合金的资料动态拉伸力学行为,并进行了断口描摹分析！！。
1、、、尝试资料与步骤
1.1 试样制备
尝试所用的原资料为退火态的TC4(Ti-6Al-4V)钛合金棒材,其化学成分如表1所示！！。
为深刻分析微观结构个性,选取线切割方式从TC4钛合金棒材中截取出?8mm×2mm的圆柱形试样！！。针对可视化动态拉伸力学机能测试需要,结合霍普金森拉杆尝试系统要求,设计哑铃型试样,并将其两端加工成螺纹结构！！。随后,对这两类试样进行固溶热处置,以10℃/min的升温速度将试样加热至预设温度即850、、、900、、、920、、、960和1000℃,保温60min后取出空冷,得到蕴含原始试样在内的共6组试样,以下简称原始试样、、、850℃试样、、、900℃试样、、、920℃试样、、、960℃试样和1000℃试样！！。固溶处置工艺如表2所示！！。
1.2 表征与测试步骤
对固溶处置后的圆柱形试样进行粗磨、、、细磨,再机械抛光以达到镜面成效！！。配制成分为HF:HNO3:H2O=3:6:91的侵蚀溶液,用揩拭法侵蚀50s,以切合金相观测要求！！。别离选取X射线衍射仪(D8Advance)和扫描电镜(Sigma360)分析资料物相并进行理论微观描摹观测！！。选取EBSD探头(C-NanoEBSD)发展电子背散射衍射尝试,对资料进行晶体结构表征！！。
选取维氏硬度计(HVS-50ZC)对试样进行显微硬度测试,负载量为200N,持续功夫为10s！！。选取分离式霍普金森拉杆(?14.5mm)尝试装置发展动态拉伸力学机能测试,测试所用试样为固溶处置后的哑铃型动态拉伸试样,图1为SHTB尝试装置及其试样尺寸设计示意图！！。
SHTB尝试装置结构由4部门组成:
动力发射？、、、杆件装配单元、、、数据纪录？橐约白枘嵛漳？椤！！。动力发射？橛筛哐蛊坑氪⑵皇易槌;杆件装配单元配置了管状子弹(300mm)、、、入射杆(3000mm)、、、透射杆(1500mm)和吸收杆(500mm),所有杆件直径均为14.5mm;数据纪录？榧闪动呔冉鹗粲Ρ淦、、、超高速动态应变仪以及数据处置软件[32]！！。尝试使用高速摄像机(Phantomv1212)进行测速！！。
为确保数据的有效性与正确性,动态拉伸测试过程严格遵循一维应力波假定和均匀性假定！！。鉴于本尝试选取的杆件长度弘远于直径,可视为一维杆,满足一维应力波假定！！。尝试过程中,高压气体驱动管状子弹高速撞击衔接入射杆的法兰盘,在入射杆内引发了拉伸应力波(即入射波)！！。当应力波到达入射杆与试样接壤面时,由于两者波阻抗差距,部门应力波被反射回入射杆形成反射波,渣滓部门则穿透试样持续传布至透射杆,形成透射波！！。应力波信号通过装置在入射杆与透射杆理论的电阻应变片进行精确捉拿与纪录！！。如图2所示,在2000s-1的拉伸载荷下,透射波产生的应力与入射波、、、反射波的叠加应力出现出优良的一致性,证了然尝试过程达到了应力平衡状态,满足均匀性假定！！。
通过调整管状子弹撞击速度,能够得到分歧的加载应变率,试样的应变率、、、应变及应力可由公式(1)~(3)推算:
式中:(t)、、、ε(t)和σ(t)别离为均匀工程应变率、、、均匀工程应变和均匀应力;εi、、、εr和εt别离为入射应变、、、反射应变和透射应变;t为加载功夫,μs;C0为拉杆弹性波速,m/s;L0为试样原始长度,mm;A为拉杆横截面积,mm2;A0为试样横截面积,mm2;E为拉杆弹性模量,GPa！！。
2、、、尝试了局与分析
2.1 微观结构分析
2.1.1 物相分析
图3为分歧固溶温度时试样的XRD图谱！！。从图3能够看出,6组试样均存在多角度α相衍射峰,由于TC4钛合金中α相与次生α相(α′相)均为HCP结构,因而在XRD图谱中二者衍射峰重叠！！。6组试样中,α相均出现出3个重要的衍射峰特点,别离是(100)、、、(002)以及(101),而β相则以其特有的(110)和(211)两个主衍射峰为标志！！。随着固溶温度的升高,α相重要衍射特点峰(002)和(101)的强度均有所加强,同时β相(110)衍射峰逐步显露,批注α相及α′相的含量显著增长,并陪伴着亚稳态β相比例的上升！！。 此外,β 相(211)衍射峰强度则随固溶温度升高而减弱,注明稳态 β 相在结构中的占比逐步降低！！。 当固溶温度为 1000℃ 时,α 相与 α′相含量达到峰值,并伴有少量亚稳的 β 相共存！！。
2.1.2 微观描摹分析
图4(a~f)为分歧固溶温度时试样的理论微观描摹！！。从图4能够看出,6组试样晶粒呈交错散布,总体阐发为β相散布于α相间！！。如图4(a)所示,原始试样的微观组织由球状、、、长条状的初生α相与少量β相组成！！。当固溶温度为850℃时,试样中等轴初生α相散布均匀,相组织出现短棒状(图4b)！！。从图4(c)能够看出,固溶温度达到900℃时,α相增大形成板条状,920℃时有针状α′相析出(图4d);当固溶温度为960℃时,资猜中针状α′相显著增长,呈典型网篮状组织(图4e)！！。图4(f)为1000℃试样微观描摹,α订交错分列,组织中针状α′相产生粗化,长度增长且含量增多！！。
综上可知,随着固溶温度的升高,组织中等轴初生α相削减,次生α相(α′相)增长,其长度由3~8μm增大至20~30μm！！？杉,α相随固溶温度升高会加快向高温β相转变,在随后的空冷过程中,高温β相则偏差于转变为针状α′相结构！！。
2.1.3 晶体学分析
图5(a~c)为850、、、920和960℃试样的晶粒取向图,在观测区域内,850℃试样晶粒取向较为分散,随着固溶温度的升高,晶粒取向逐步趋向于{0001}方向！！。
图6(a)为大、、、小角度晶界统计图！！。从图6(a)能够看出,850℃试样的大、、、小角度晶界占比别离为61.55%和38.45%,960℃试样小角度晶界占比大幅增长,达到48.97%！！？杉,随固溶温度升高小角度晶界占比逐步增大！！。图6(b)为晶粒尺寸统计图,以当量圆直径作为晶粒尺寸！！。如图6(b)所示,随着固溶温度的升高,试样晶粒逐步细化,晶粒尺寸小于3.5μm的比例从78.68%显著提升至90.42%,尺寸大于5.5μm的晶粒逐步削减！！。
图7(a~c)为850、、、920和960℃试样的α相极图！！。了局显示,随着固溶温度的升高,试样的最大择优取向强度增长:从850℃的4.86增至920℃的7.15,在960℃时达到最高,为29.44！！。择优取向强度的显著增长可归因于固溶温度升高带来的晶粒分列有序性和方向性的加强！！。
图8(a~c)为850、、、920和960℃试样α相的反极图！！。850℃时,晶粒重要择优取向为沿Y0方向平行于{0001}面,取向强度值为3.57！！。920℃时,晶粒的择优取向方向转变为Z0方向,且与{0001}面的平行度加强,取向强度提升至4.97！！。而固溶温度升高至960℃时,晶粒沿Z0方向平行于{0001}面的择优取向持续加强,取向强度达到7.66！！。对于钛合金资料,通常较高的择优取向强度预示资料拥有更高的强度和硬度！！。
2.2 动态力学行为分析
2.2.1 动态拉伸力学机能
图9(a~d)为选取高速摄像机(Phantomv1212)在应变率为2000s-1前提下捉拿的试样动态拉伸过程,采样频率设置为76000fps,图像巨细为1280pixels×800pixels！！。对哑铃型试样的螺纹紧固端施加拉伸载荷后,其有效部门在0.166ms时已达到塑性阶段,且产生了颈缩;1.322ms时有效段产生了宏观拉伸裂纹,1.456ms时试样已断裂！！。
图10为分歧温度固溶处置后试样的动态拉伸真应力-应变曲线！！。在应变率为2000s-1前提下进行尝试,由图10可知,TC4钛合金的应力-应变响应出现出典型的弹性、、、屈服及塑性变形3阶段！！。TC4钛合金试样的流动应力和屈服强度均随着固溶温度的升高而逐步增大！！。850、、、900和920℃试样屈服强度小于原始试样,960和1000℃试样屈服强度大于原始试样！！。随着固溶温度的升高,试样塑性逐步降低,断裂应变逐步减小！！。850℃试样拉伸断裂时应变较大,塑性较好;1000℃试样断裂时应变最小,弹性阶段最短,塑性最差！！。结合微观结构分析可知,TC4钛合金在高温两相区天生了α′相,α′相作为强化相,能显著加强资料的硬度和强度,但会降低资料塑性！！。
图11所示为分歧温度固溶处置后试样的维氏硬度及断裂伸长率！！。由图11可知,原始试样的硬度为312HV20,850℃试样硬度为291HV20,低于原始试样！！。5种固溶温度(850~1000℃)试样硬度总体呈上升趋向,当固溶温度处于900~960℃时,硬度先降落后上升,别离为325、、、319和330HV20,固溶温度为1000℃时,硬度达到最大,为343HV20,相比原始试样提升了9.94%！！。原始试样断裂伸长率为17%,850℃试样断裂伸长率略微增长,为19.14%！！。随着固溶温度升高至1000℃,试样的断裂伸长率呈显著降落趋向,顺次为12.43%(900℃)、、、10.29%(920℃)、、、7.5%(960℃)直至6.21%(1000℃)！！。
结合前述微观结构分析可知,固溶温度升高导致TC4钛合金中初生α相比例削减,而硬度较高的间隙固溶体(针状α′相)显著增多并出现交错分列模式,使得其硬度增长！！。同时,TC4钛合金内部亚稳态β相的含量也随固溶温度升高而逐步增长,导致其塑性逐步降低！！。
2.2.2 动态拉伸断口描摹
图12(a~f)给出了6组试样在动态拉伸测试后的断口微观描摹！！。原始试样断口纤维区可见密集且均匀散布的小尺寸韧窝,批注其拥有优良的塑性！！。850℃试样的断口描摹与原始试样类似,但韧窝尺寸增大,深度增长,且散布越发均匀,批注850℃试样塑性更好！！。随着固溶温度升高至900、、、920和960℃,图12(c~e)中的断口描摹产生了显著变动,韧窝变得参差不齐,数量削减且散布趋于杂乱,批注塑性逐步降低！！。在断口处还发现终部门的解理断裂描摹,该景象与固溶处置后亚稳态β相含量的升高有关！！。当固溶温度升高至1000℃时(图12f),断口处韧窝数量大幅削减、、、韧窝深度变浅,断口处阐发为较显著的断裂台阶,描摹崎岖不陆续,试样塑性显著降落！！？杉,随着固溶温度的升高,TC4钛合金的塑性逐步降低！！。
3 结论
1)随着固溶温度的升高,TC4钛合金由等轴组织逐步演变为双态组织,其中初生α相比例削减,而β相转变天生的针状α′相含量增长,同时,晶粒尺寸逐步细化,小角度晶界占比逐步增大,晶粒择优取向强度显著升高;
2)在高应变率拉伸加载前提下,TC4钛合金的应力-应变响应出现出典型的弹性、、、屈服及塑性变形3阶段个性,随着固溶温度的升高,其屈服强度与维氏硬度出现上升趋向,而断裂伸长率逐步降低;
3)原始TC4钛合金试样和固溶处置后的试样,其拉伸断口均阐发为韧性断裂特点,固溶温度850℃时塑性最好,随固溶温度升高,塑性逐步降低！！。
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