文章编号：1004-0609(2013)S1-s0111-05
TC18钛合金的高温蠕变行为
丁长勤1, 2，刘会群1, 3，聂西安3，高 颀1, 2，王鼎春1, 2，陈缇萦3，郑志斌3，易丹青3
(1. 宝钛集团有限公司，宝鸡 721014；2. 宝鸡钛业股份有限公司，宝鸡 721014；
3. 中南大学 材料科学与工程学院，长沙 410083)
摘 要：
对高强高韧TC18钛合金的高温蠕变行为进行研究，蠕变实验的外加应力为200、250和300 MPa，蠕变温度为400和500 ℃，蠕变持续时间为72 h。借助透射电镜观察蠕变后合金的微观组织。结果表明：高温高应力状态下，位错攀移在蠕变过程中起主要作用；在高温低应力或低温高应力状态下，合金的蠕变机理为位错滑移。
关键词：
中图分类号：TG146.2 文献标志码：A
High temperature creep behavior of TC18 titanium alloy
DING Chang-qin1, 2, LIU Hui-qun1, 3, NIE Xian3, GAO Qi1, 2, WANG Ding-chun1, 2, CHEN Ti-ying3, ZHENG Zhi-bin3, YI Dan-qing3
(1. Bao Ti Group Co., Ltd., Baoji 721014, China;
2. Baoji Titanium Industry Co., Ltd., Baoji 721014, China;
3. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)
Abstract: The high temperature creep behavior of TC18 titanium alloy was studied. The conditions of creep experiment were as follows: applied stress 200, 250 and 300 MPa, creep temperature 400 and 500 ℃, holding time 72 h. Transmission electric microscope was used to observe the microstructure evolution of TC18 alloy after creep testing. The results show that, at higher temperature and higher applied stress, dislocation climbing plays a key role during creep deformation behavior; at higher temperature and lower applied stress, or at lower temperature and higher applied stress, the creep mechanism of alloy is dislocation slipping.
Key words: TC18 titanium alloy; creep behavior; microstructure; dislocation climbing; dislocation slipping
TC18钛合金(BT22，Ti-5Al-5Mo-5V-1Fe-1Cr)是前苏联航空材料研究院(BИAM)在20世纪70年代研制成功的一种高合金化、高强韧钛合金。该合金在退火状态下具有很高的强度，可达1 080 MPa，采用强化处理，强度可达到1 300 MPa，是现有钛合金中退火强度最高的合金，并且淬透性极佳，截面淬透厚度可达250 mm[1-6]。由于截面厚度不受淬透性限制，可采用普通低成本模锻(在模锻锤上进行)、热模锻和等温模锻等多种工艺生产锻件，适合制造飞机大型承力构件，还可用于制造在350~400 ℃下长期工作的机身、机翼受力件和操作系统等紧固件以及使用温度不超过350 ℃的发动机风扇盘和叶片等，因而在合金的服役过程中不可避免地将经历蠕变过程，尽管多数钛合金不会因蠕变而发生失效，但由虎克定律(ε=σ/E)可知，钛合金与其他金属结构材料部件相比具有较低的弹性模量，因而具有较大的弹性变形，这种弹性变形在高温下累积到一定程度后则会发生塑性变形，从而引起失效。目前，还未见有关TC18合金高温蠕变行为研究的报道。为此，本文作者在一定温度和应力范围内对该合金的蠕变行为及微结构组织进行研究，揭示其蠕变机理，为更进一步理解其在服役过程中所发生的组织变化提供实验依据。
1 实验
所用材料为宝钛集团生产的经锻造及热轧的TC18钛合金棒材，直径为16 mm，相变温度为845～850 ℃。参照TC18钛合金相关性质[5-7]及其力学性能的数据，蠕变实验的外加应力为200、250和300 MPa，蠕变温度为400和500 ℃，蠕变持续时间为72 h。蠕变实验在RWS50高温蠕变试验机上进行，实验模式选择为蠕变模式，温度波动设定为100 ℃。温度稳定时间为5 min。恒温加力速度为100 N/min。采样频率为10 Hz。每个样品实验时间为72 h，实验结束后采取水淬。
透射电子显微镜观察在TecnaiG2透射电镜上进行，加速电压为200 kV。利用MTP-1双喷电解减薄仪将小圆片双喷减薄、穿孔。电解液为高氯酸+正丁醇+甲醇(体积比为1:7:10)，温度-38～-20 ℃，电流为70～80 mA。
2 结果与讨论
2.1 TC18钛合金的蠕变行为
图1所示为TC18钛合金在不同温度和应力下的蠕变曲线。由图1可知，不同条件下合金的蠕变均进入了稳态蠕变阶段，即蠕变第二阶段。在温度相对较高与应力相对较大(500 ℃，300 MPa)条件下，呈现完整的蠕变曲线，即蠕变后期应变急剧增加。在温度相同的情况下，随应力的增大，初始应变增大，蠕变应变增大；在应力相同的情况下，随着温度的升高，初始应变与蠕变应变也增大。
图1 TC18钛合金的蠕变曲线
Fig. 1 Creep curves of TC18 titanium alloy
2.2 蠕变后合金的微观组织
2.2.1 蠕变前原始试样显微组织
蠕变前的棒状试样显微组织见图2。从图2可以看出：试样晶内和晶界处都有一定量的析出物，部分晶体内有少量的α相析出。有些晶粒内部有团簇的α相析出物，而有晶粒内部则比较干净，无α相析出。初始态中位错多呈现随机分布，或是集中于α相中。
图2 TC18钛合金蠕变前的微观组织
Fig. 2 Microstructures of TC18 alloy before creep
2.2.2 低温低应力状态下的蠕变微观组织
图3 所示为低温低应力状态下(400 ℃，200 MPa) TC18合金的蠕变微观组织。由图3可知蠕变后样品 内部的白色针状α相较少，在晶粒的晶界处积聚了大量位错，位错由于晶界的阻碍作用塞积在一起。同时由于蠕变温度较低，晶界的移动速度较慢，晶内的变形终止于晶界处，整体的蠕变变形也受到晶界移动的阻碍。因而在低温低应力的情况下，合金蠕变主要受到晶界扩散机制的影响。
图3 400 ℃、200 MPa下TC18合金蠕变后的微观组织
Fig. 3 Microstructures of TC18 alloy after creep at 400 ℃ and 200 MPa
图4 400 ℃、300 MPa下TC18合金蠕变后的微观组织
Fig. 4 Microstructures of TC18 alloy after creep at 400 ℃ and 300 MPa
2.2.3 低温高应力状态的蠕变微观组织
图4所示为低温高应力状态(400 ℃，300 MPa)下蠕变微观组织。合金蠕变后的组织中有较多的马氏体相。其中还分布着位错亚结构，这种淬火α相是变形过程中经过变形热的作用而长大形成的。它的较大结构导致在其周围分布着大量缠结的位错。
图4(b)所示图中有大量的针状α相，弥散分布的针状α相对位错的运动也有一定的抑制作用。在图4(c)和(d)中可以看到平行的位错线，在滑移过程由于受到阻碍而缠结在一起。位错的缠结程度较低温低应力(400 ℃、200 MPa)时的情况严重，符合其变形程度较大的情况。
综合400 ℃、300 MPa状态下的合金蠕变后的组织分析，该状态下的合金蠕变过程中产生的弥散针状α相对位错的滑移有一定的阻碍作用，但是高应力下的位错滑移相比400 ℃、200 MPa下蠕变变形速率要快，因此在400 ℃、300 MPa状态下合金蠕变主要受到位错滑移的影响。
2.2.4 高温低应力状态下的蠕变微观组织
图5所示为500 ℃、200 MPa蠕变后合金的微观组织：位错在晶体内滑移，塞积在相界附近。由于蠕变温度较高，次生的α相比400 ℃析出的细针状α相要粗大；同时由于变形较大，在各种界面处产生摩尔纹，在本实验中，摩尔纹是由于大变形引起晶粒扭转使得相界之间衍射产生的。由此可见，该状态下的变形程度相比400 ℃下的情况更大，蠕变过程的位错滑移更加严重。
图5 500 ℃和200 MPa下TC18合金蠕变后的微观组织
Fig. 5 Microstructures of TC18 alloy after creep at 500 ℃ and 200 MPa
图6 TC18合金500 ℃和300 MPa状态下蠕变后的TEM像
Fig. 6 TEM images of TC18 alloy after creep at 500 ℃ and 300 MPa
2.2.5 高温高应力下的蠕变微观组织
500 ℃、300 MPa状态下合金蠕变后的TEM像如图6所示。由图6可知，在该状态下样品中析出了大量的α相，它们由于基体β相分布及受拉应力的关系而呈现出不同位向关系。此处的α相较粗大，对变形不利[8]故而在该状态下蠕变变形速率较快。在它们的旁边，位错的塞积并不十分严重，某些位错较多的区域放大后，可见到许多类似于一系列平行的位错线，它们包裹着α相，是一种边界位错。由于这些α相的存在，位错滑移至相界处的塞积作用明显，滑移受到的阻碍较严重。当内应力与外应力平衡时就制止了位错源的启动。当塞积群中某一个位错被激活而发生攀移，为了保持应力状态平衡，位错源必须释放出一个位错以恢复原来的位错排列[9-10]。攀移后的位错将继续滑移直至新的界面处塞积，如此反复，蠕变变形也逐渐进行。
3 结论
1) 当温度较低、应力相对较小时，合金蠕变主要受到晶界扩散机制的影响。
2) 当温度较高、应力相对较低以及温度较低、应力相对较高时，在蠕变过程中占主导地位的蠕变机制为位错滑移机制。
3) 当温度较高、应力相对较高时，位错攀移在蠕变过程中占主导地位。
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(编辑 陈卫萍)
收稿日期：2013-07-28；修订日期：2013-10-10
通信作者：丁长勤，高级工程师；电话：0917-3382401；E-mail: dingding.73@163.com
摘 要：对高强高韧TC18钛合金的高温蠕变行为进行研究，蠕变实验的外加应力为200、250和300 MPa，蠕变温度为400和500 ℃，蠕变持续时间为72 h。借助透射电镜观察蠕变后合金的微观组织。结果表明：高温高应力状态下，位错攀移在蠕变过程中起主要作用；在高温低应力或低温高应力状态下，合金的蠕变机理为位错滑移。
