高温拉伸

高温拉伸（精选四篇）

高温拉伸 篇1

1 工程简介

某石油化工厂催化裂化装置的再生器后的旋风除尘器出口到烟气轮机进口的烟气管道中介质温度高达500~700℃, 管外用保温材料保温, 烟气轮机出口管道材质先为不锈钢管道, 在出口膨胀节之后为内有隔热耐磨衬里的碳钢管道。此烟气轮机的进口管道安装完投入运行时, 即从冷态到热态, 温度变化较大, 即会产生横向热胀变形和应力, 也会产生竖向热胀变形和应力 (管道布置见图1) 。为消除管道热胀冷缩产生的应力对烟气轮机的安全运行的影响, 需要对此段管道进行预拉伸, 这也是该管道安装的重要质量控制点。

说明:1.烟气轮机入口管道分段形式, 从旋风除尘器出口至烟机入口依次为L1、L2、L3、L4、L5、L6.2.管道上各膨胀节编号, 如图所示, 从旋风除尘器开始依次为n1、n2、n3、n4.3.各段管段间组对焊缝编号依次为A、B、C、D、E、F、G、H.

2 管道施工工艺和方法

2.1 管道的施工准备工作

2.1.1 确定管道安装基准线

先确定烟气轮机入口法兰中心轴线, 利用经纬仪等设备把入口管道的中心线在平台上做投影线;以此投影线为中心线, 在平台上画出距离为入口管道直径的2条平行线, 此即各段管道的安装基准线。

2.1.2 准备管道安装用的机具

准备管道安装用的电焊机、砂轮磨光机、配电盘等, 吊装用索具、吊车、手拉葫芦等, 冷拉伸用的千斤顶、手拉葫芦等工具。

2.1.3 预制管段上中心点标识

在各预制好的管段 (L1~L6) 外面打上O°、90°、180°、270°中心样冲点, 用于后续管道对中及测量水平度、高程的使用。

2.2 管道的正式安装

此段高温管道安装时, 应先安装立管段L2。L2定位后就能确定L6~L3和L1的实际长度, 可以同时安装烟气轮机入口水平段L6~L3、安装旋风除尘器 (三旋) 到立管L2的L1管段, 加快施工进度。

2.2.1 立管段L2的安装固定

把预制好的立管段L2就位。通过测量烟气轮机进口法兰到立管L2中心线与入口管道中心线在平台上的投影线相交点的距离来确定L2的位置, 此段距离应等于设计图纸上的长度, 调整L2垂直度以符合设计图纸要求。再沿L2管道外表面在南北方向两侧挂垂线至平台 (垂线应经过角度样冲点和膨胀节n1、n2的两侧铰链板的中心线) , 与平台交点应在上述1.1中确定的安装基准线上;如果不相交, 应通过调整立管段的南北位置使之相交。这样L2的位置就确定了。然后根据设计图纸确定L2上弹簧吊架的吊臂位置, 安装弹簧吊架时要注意膨胀节两侧铰链板的方位, 不能安错;还要注意立管L2下管口的高度, 要预留出拉伸量。

2.2.2 各水平管段长度测量

立管段L2定位找正后, 即可通过测量确定旋风除尘器出口至L2上口中心点的水平距离L1和垂直距离;复测立管L2下口中心点至烟气轮机入口法兰面的水平、垂直距离, 减去相应位置的冷拉伸预留长度后, 即可确定各预制管段的实际长度。根据设计计算, 管段L2下管口到与L3焊接好的弯头的上口的垂直方向冷拉伸距离为180mm, 水平管段L6与L5的法兰之间的冷拉伸距离为150mm。从烟气轮机入口法兰逆着烟气的流向来确定水平各管段的长度 (这也是水平管道安装的方向) , L6、L5、L4的长度可按照设计图纸给的长度, 与L3连接的弯头的长度一定, 对安装误差可在管段L3上来调整, 根据安装时的实际情况来确定L3的长度。

2.3 烟气轮机入口管道的安装

先将烟气轮机入口配对法兰安装把紧, 然后依次安装、找正、找平管段L6、L5。

应注意同时安装管段L6上的正式吊架和L5的支架, 通过调整正式的支架和吊架来找正找平管道, 减少使用临时支架的情况, 这样既可以节省材料和人工, 也可以加快施工进度。水平度以烟气轮机入口法兰水平中心线为基准进行调整, 使用U形连通管控制, 纵向中心位置以两条烟道外壁安装基准线控制。

烟气轮机入口水平管段L4、L3的安装固定。管段L4上有烟机入口隔离阀:蝶阀和闸阀, 管段L4的蝶阀、闸阀就位安装时需要与其余管道段现场一起找正、找平, 需要用临时枕木或者型钢支撑阀门和各管段, 调整各焊口间隙符合焊接要求, 然后焊接焊缝D、E、F、G、H。焊接时要求对称施焊, 减小焊接应力变形, 严禁强力组对。焊接完后应及时安装正式的吊架和摆动支架, 撤除临时支撑。管段L4应达到图纸给定的长度。管段L3长度根据L3与L2的组对情况确定。组对时, 应使C焊缝对中找平, L3段水平, 弯头与L2下管口的距离为180mm, 再安装导向管托。

L1管段有1个弯头及多节短管组成, 与设备出口的连接需要现场组对, 根据实际情况进行调整, 以保证短管的尺寸及焊缝的间隙符合要求。组对好后, 可进行焊接。

2.3 管道的冷拉伸

从旋风除尘器出口到烟气轮机入口的管段全部组装完毕后, 下一步工作就是进行管道的预拉伸。需要注意的是此时管道所有的支架、吊架也应安装完毕, 临时设施全部拆除。对烟气轮机进口管道的冷拉伸, 应在两处进行拉伸, 一处是在焊缝B处的拉伸, 称为竖向拉伸;另一处是管段L6和L5连接法兰处的拉伸, 称为横向拉伸。根据安装工艺, 先进行竖向拉伸, 再进行横向拉伸。

2.3.1 管段L2与L3 (焊缝B处) 的冷拉伸和组焊。

管段L2、L3安装完毕并对焊缝B处组对间隙检查合格, 在L2和L3相关位置栓挂手拉葫芦, 把n1、n2、n3膨胀节上的运输、吊装螺栓松开或者拆除, 管段L2的吊架的限位块抽出, 但n4膨胀节上的运输吊装螺栓不动, 如图2 (a) , 上述工作完成后就对L2和L3进行冷拉伸, 使管段L2与弯头之间的间隙符合焊接的要求, 呈图2 (b) 状态, 然后点焊固定和焊接。

2.3.2 管段L6与L5法兰处的冷拉伸和组焊。

管段L6、L5安装固定完毕并对两法兰之间的间隙检查合格, 松开膨胀节n4的安装运输用的螺栓, 采用与竖向拉伸相同方法进行冷拉伸。冷拉合格后就可以连接螺栓。全部冷拉工作完成后, 管道的形状如图3所示。

至此, 此段高温管道的预拉伸安装工作全部结束。及时进行管道的清理吹扫工作, 使其达到运行的要求。

注意根据管道材质进行焊缝接口的酸洗钝化处理, 管道外部要进行保温。管道预制、安装时要注意及时进行无损检测, 此管道要求100%的无损检测合格, 不进行试压试验。

3 结论

P92钢高温拉伸断口形貌的研究 篇2

1实验材料与方法

实验材料为P92钢,加工成尺 寸为 Φ 10mm×120mm的棒状试样,其化学成分如表1所示。

采用Gleeble1500D热模拟机 对P92钢进行高 温拉伸。首先,试样在热 模拟机工 作室内固 定,抽真空后通电加 热,使中间部 位温度以10℃/s的速率升温到1500℃,保温3min后以3℃/s的冷却速 率降低到拉伸温度,保温2min后进行拉 伸,拉断后喷水冷却。 拉伸过程 的变形速 率为10-3s-1,拉伸温度分别为600,700,800,900,1000,1050,1100, 1150,1200,1250,1300℃,P92钢的高温 拉伸工艺 如图1所示。

采用SEM对每一温度的拉伸断口进行观察,分析其断裂机理。将每一个拉断试样的近断口处进行磨制、抛光、王水 (HCl∶ HNO3=3∶1)腐蚀后,通过LSCM对其进行组织观察及分析。

2结果与分析

2.1高温强度分析

根据拉伸应力-应变曲线,计算得出P92钢在各拉伸温度的强度值。在600~1300℃区间拉伸时,随着拉伸温度的升高,P92钢的屈服强度和抗拉强度均下降。屈服强度σ0.2由56.88MPa下降到1.07MPa,抗拉强度由467.32MPa下降到24.32MPa。随着温度的升高,一方面,位错的动态回复增强,导致位错活性降低,在外在应力作用下,位错的形成率低;另一方面, 高温下金属原子扩散能力增加,柯氏气团对位错的钉扎作用减弱,位错滑移能力增强,从而使强度降低。

2.2高温断口形貌观察与分析

从宏观断口看,拉伸试样无明显的表面氧化现象, 在900℃以上拉伸时,拉伸断口表面逐渐转向发黑,断口附近表面组织逐渐破坏,撕裂现象愈加明显。这不仅与高温下样品的表面氧化有关,同时也与高温下原子热运动导致 晶粒强度 及晶间结 合强度降 低有关。 P92合金的高温断口表现为以韧性断裂为主,韧性和脆性特征共存的现象。图2为P92钢在600~900℃ 拉伸时的宏观及微 观断口形 貌。 由图2(a),(b)可知,在600~700℃拉伸时,宏观断口表面 不平整,表现为多点起裂的 撕裂断口,断口出现 塑性变形 的孔洞,微观为韧窝断口形貌;由图2(c),(d)可知,相对于600,700℃,宏观断口变得平整,起裂点相对较少, 有少量的二次裂纹,塑孔不断 扩展长大,孔洞加深, 塑孔内壁出现微小韧窝状组织,韧窝断口明显,且部分韧窝深度加大,表明随着温度的升高,材料滑移变形更加充分。

图3为P92钢在1000℃拉伸时的宏观及微观断口形貌。可知,1000℃拉伸时宏观断口为杯锥状,表明材料在断裂前发生了较大的塑性变形。微观断口为 “冰糖”块状,其周围塑性变形不明显,此时试样为沿晶断裂。晶粒内滑移塑性变形程度较低温的少,出现沿晶开裂的孔洞,说明由于温度升高,材料由位错滑移变形到晶界开裂演化。

图4为P92钢在1050~1300℃拉伸时的宏观及微观断口形貌。可知,随着拉伸温度的升高,宏观断口出现的孔洞不断增加,且断面尺寸越来越小,最后形成杯锥状微观断口,断面较平,微观韧窝状断口越来越不明显,几乎看不到二次裂纹(图4(a)~(c))。当温度超过1150℃时,晶界上形成较大的塑孔,晶界强度急剧下降,变形断裂方式为晶界开裂;同时,由于拉伸时断面收缩,电流急剧升高,在断面裂纹处发生放电,使断面出现部分熔化现象,如图4(d)~(f)所示。拉伸时,一方面,由于拉伸应力超过材料的屈服强度时会发生塑性变形,颈缩时由于产生应力三轴度,导致第二相颗粒周围堆积的位错环发生堆积,形成新的位错环,不同滑移面上的位错环不断沿着塑孔方向推进,使塑孔内颈缩迅速扩展;另一方面,高温热激活使位错环密度和位错阻力减小,位错移动速率加快,塑孔扩展的速率也变快,从而发生聚合,长大形成较大的塑孔[16]。所以,温度较低时,断口表现为韧窝特征,随温度的升高,韧窝特征由撕裂型逐渐转变为等轴型。高温下原子容易迁移,原子间结合能力减弱,断口形貌由塑孔和韧窝特征逐渐转变为以塑孔为主。其次,温度升高时,晶粒强度与晶界强度都降低,但由于晶界原子排列不规则,扩散容易进行,受力后晶界易产生滑动,晶界滑动在晶界上形成裂纹并逐渐扩展而导致晶间断裂,于是变形方式由穿晶断裂演变为晶间断裂[17]。

图2 600~900℃拉伸时 P92钢断口的宏观及微观形貌(SEM) (a)600℃;(b)700℃;(c)800℃;(d)900℃ Fig.2 Macro and micro-morphologies of P92steel fractured at 600-900℃ (a)600℃;(b)700℃;(c)800℃;(d)900℃

图4 1050~1300℃拉伸时 P92钢的宏观及微观断口形貌(SEM) (a)1050℃;(b)1100℃;(c)1150℃;(d)1200℃;(e)1250℃;(f)1300℃ Fig.4 Macro and micro-morphologies of P92steel fractured at 1050-1300℃ (a)1050℃;(b)1100℃;(c)1150℃;(d)1200℃;(e)1250℃;(f)1300℃

2.3高温拉伸近断口处的组织观察与分析

图5所示为不同拉伸温度下P92钢近断口处的组织。可知,在600~1300℃区间的不同温度拉断喷水冷却到室温后,近断口处的组织均为马氏体+残余奥氏体组织+析出相,只是拉伸温度不同,析出相不同, 随着拉伸温度的降低,析出物的种类与数量均增加。 经测定,在1300℃拉伸时,析出相为M6C型碳化物; 1000~1200℃ 拉伸时,析出相为MC碳化物 ;900℃ 拉伸时,析出相为M23C6,M7C3型碳化物;900℃以下温度拉伸时,析出相为M3C型碳化物。因拉断后采用水冷,冷却速率较大,抑制了析出物在此过程中的析出, 所以从拉伸断裂冷却到室温的过程中,析出物很少。 故拉伸时高温组织与拉断水冷后的组织中析出物基本不发生变化,只是基体组织发生了变化。P92钢为低碳高合金钢,具有较高的淬透性,在小于Ac1(Ac1= 850℃)每一拉伸温度下均未进入铁素体与珠光体转变区。在拉断后水冷的情况下,冷却速率远远超过临界冷却速率,拉伸温度时的奥氏体基体组织(T≥950℃) 或过冷奥氏体基体组织(T<950℃),冷却到室温将得到板条马氏体与残余奥氏体的整合组织。同时发现, 在不同拉伸温度下,奥氏体的晶粒度不同。

图5 不同拉伸温度下 P92钢近断口处的组织(LSCM) (a)600℃;(b)700℃;(c)800℃;(d)900℃;(e)1000℃;(f)1100℃;(g)1200℃;(h)1300℃ Fig.5 Microstructures near fracture of P92steel at different tensile temperatures (a)600℃;(b)700℃;(c)800℃;(d)900℃;(e)1000℃;(f)1100℃;(g)1200℃;(h)1300℃

P92钢在600~900℃拉伸时,因P92钢的Ac1约为850℃,Ac3约为950℃,从1500℃ 下降到600~ 800℃的每一个拉伸温度下,因保温时间短,先共析铁素体不能析出,共析转变尚未发生,冷却过程中在奥氏体的晶界及晶内都有析出相析出,拉伸温度的高温组织为过冷奥氏体+M6C +MC+M7C3+M23C6+M3C型碳化物,拉断喷水冷却之后,过冷奥氏体转变为马氏体与残余奥氏体组织,析出相保留了下来。所以,室温组织为马氏体 + 残余奥氏体 +M6C+MC+M7C3+ M23C6+M3C型碳化物。从组织照片可知,沿拉伸方向晶粒变长,有明显的变形痕迹,表明900℃以下P92钢并未发生动态再结晶,只发生了动态回复现象,如图5(a),(b),(c)所示。随着拉伸温度的升高,当拉伸温度在1000~1100℃时,此温度区间得到的高温组织为奥氏体与析出的MC+M6C碳化物,拉伸时表面奥氏体产生很强烈的加工硬化,形变强化的结果促使奥氏体向马氏体转变[18],拉伸时高温组织为奥氏体+马氏体+MC+M6型碳化物,在拉断喷水冷却后高温组织转变为马氏体+残余奥氏体+MC+M6C碳化物,如图5(f)所示。同时发现,在900℃以上拉伸时,P92钢发生部分再结晶现象,在高温奥氏体晶界上出现再结晶形成的部分小晶粒。当拉伸温度大于1000℃时,钢中的析出相细小质点阻碍奥氏体晶粒粗化,钼的晶界偏聚也对奥氏体再结晶晶界的迁移产生拖拽作用,因此有效地限制了奥氏体晶粒的粗化。温度升高,加工硬化特征不明显,在高于1100℃拉伸时,形变诱发马氏体转变几乎不能发生,因此,大于1100℃拉伸时的高温组织为奥氏体+MC+M6C碳化物,钢中的V在冷却过程中发生相间沉淀或从过饱和铁素体中析出, 产生沉淀强化,在喷水冷却后得到的组织为晶粒细小的马氏体+残余奥氏体+MC碳化物+M6C碳化物。 当拉伸温度高于1200℃时,一方面有碳化物部分溶解于奥氏体,以便在随后的冷却过程中析出,抑制再结晶和控制奥氏体晶粒的长大;另一方面,析出的碳化物阻止了钢中奥氏体晶粒的过度长大。拉伸时的高温组织为奥氏体+M6C碳化物,喷水冷却后组织转变为马氏体+残余奥氏体+M6C碳化物。

3结论

(1)P92钢在600~1300℃ 拉伸时,随着拉伸 温度升高,抗拉强度由467.32MPa下降到24.32MPa, 屈服强度由56.88MPa下降到1.07MPa;900℃以上拉伸发生动态再结晶,900℃以下拉伸只发生了动态回复。

(2)P92钢在600~1300℃拉伸时,高温断口表现以韧性断裂为主,韧性与脆性特征共存的现象。温度低于1000℃时,表现为韧窝特征;随着温度升高,断口形貌由塑孔与韧窝特征逐渐转变为以塑孔为主,断裂方式由穿晶断裂演变为晶间断裂。

高温拉伸 篇3

在生产实践中,若显微组织控制不当常常出现TA15合金高温性能偏低的现象。从而,在保持综合性能优良的同时,如何提高该合金的高温性能成为值得深入研究的课题。钛合金的显微组织决定了其力学性能,除了组织均匀性要求外,组织参数(如β晶粒尺寸D、α集束尺寸d、α片层厚度b、和初生α的比例αp及形貌)的合理匹配也发挥着重要作用,是钛合金半成品的质量控制手段[1,2,3,4,5]。α相(包括初生α相及次生α相)的含量、形态及β晶粒尺寸等作为质量控制的要素,将对TA15合金的高温性能产生直接影响。

为了获得良好的综合性能,往往采用在TA15合金(α+β)两相区变形,变形量和变形温度决定了α相的含量、形态及β晶粒尺寸大小等显微组织特征[6,7,8,9,10,11,12]。本工作主要针对不同显微组织类型对TA15合金500℃高温拉伸性能的影响展开研究,从而为钛合金半成品的生产提供指导。

1 实验材料与方法

实验材料为TA15钛合金,其主要化学成分(质量分数/%)为:Al:6.66,Mo:1.74,V:2.25,Zr:2.11,N:0.007,O:0.098,H:0.0034,其余是Ti。选取的实验件采用不同的锻造工艺及热处理工艺,以形成不同的组织形貌。

经热处理加工成标准的拉伸试样后,进行500℃高温拉伸性能测试和组织观察,在Instron-4507实验机上测定试样的500℃高温拉伸性能,在FEI Quanta600扫描电子显微镜上进行组织观察和断口分析。

2 实验结果与分析

2.1 显微组织对高温拉伸性能的影响

锻造在α+β区进行,所讨论的组织均为初生α+β转变组织。采用不同锻造工艺及热处理工艺得到的TA15钛合金实验件显微组织如图1所示,其中实验件1~5均为双态组织(见图1(a)~(e)),实验件6为等轴组织(见图1(f))。

实验件1~3为两相合金常见的双态组织,三者β转变组织编织有序,初生等轴α体积分数分别在30%,46%及64%左右。实验件4~6显微组织较为异常,其中实验件4再结晶的β晶粒已经发生了聚集长大,β转变组织中α片很厚(厚度约5μm);实验件5存在严重的长条粗大的初生α相;实验件6初生等轴α体积分数较大,约达到81%,已是典型的等轴组织。

实验件1~6的高温拉伸性能如图2所示。由图2(a)可见,实验件1~6的高温抗拉强度随显微组织不同有较大程度下降。其中,实验件1的高温抗拉强度最高,达到了681MPa;实验件6最低,仅为590MPa。可见,由于显微组织变化,高温抗拉强度可相差90MPa以上。由图2(b)及图2(c)可知,实验件1~6的高温拉伸塑性相差不大,均保持在较高水平(伸长率δ5≥19%,断面收缩率ψ≥60%)。即,显微组织变化对高温拉伸塑性的影响相对较小。

2.2 分析与讨论

钛合金的高温拉伸行为比常温下复杂得多,受多种因素影响。通过研究发现,初生α相含量增加会使TA15合金高温抗拉强度下降。实验件1~3及实验件6的初生α相含量约分别为30%,46%,64%及81%,其高温抗拉强度也依次按681,652,636MPa及590MPa递减,其初生α相含量αp与高温抗拉强度的关系见图3。

TA15合金高温抗拉强度随初生α相含量增加而下降主要与晶粒及晶界强度随温度升高变化幅度不同有关。在室温或较低温度下,金属材料的塑性变形主要通过晶内滑移和孪晶两种机制进行。晶粒边界是位错运动的阻碍,致使塑性变形抗力增大。在高温下,不会产生孪晶变形,也不会出现在较低温度下由于孪晶或位错塞积导致的脆性解理断裂。温度升高时(500℃),晶粒强度和晶界强度都要降低,但由于晶界

上原子排列不规则,扩散容易通过晶界进行。因此,晶界强度下降较快,对塑性变形提供直接贡献。当初生α相含量增加时,相当于增加了晶界的数量,从而可导致合金高温力学性能的下降。

TA15合金室温拉伸及500℃高温拉伸的断口形貌见图4。从图4可见,室温拉伸断口表现为明显的韧性断裂,其断口表面韧窝多而深(见图4(a));而500℃高温拉伸断口比较平坦,韧窝减少且变浅,表现为韧性及准解理断裂相混合(见图4(b))。也即,随实验温度升高,TA15合金的断裂由常温下的穿晶断裂向沿晶断裂过渡,出现穿晶断裂与沿晶断裂相结合的断裂方式。由此说明,500℃高温拉伸时,由于晶界强

度下降较快,其高温断口特征表现为韧性断裂为主、韧性和脆性特征共存的现象。

除了初生α相含量的影响外,初生和次生α相形态、β晶粒尺寸等及其合理匹配也是影响TA15合金高温拉伸性能的重要因素。实验件4的初生α相含量和实验件1相当,但是其高温抗拉强度却比实验件1约低60MPa,甚至低于实验件3。这是由于实验件4的β转变组织中次生α片厚、长,并且再结晶β晶粒过于粗大。实验件5的组织中初生α相粗大、方向性强(呈长条状),这是导致其高温抗拉强度较低的主要原因。

3 结论

(1)在α+β区锻造的条件下,等轴的初生α相含量增加、次生α相方向性增强、α片变厚及β晶粒尺寸变粗大等显微组织的变化,可使TA15合金500℃高温抗拉强度降低,最大降幅达90MPa以上。

(2)高温抗拉强度随初生α相含量的增加而下降,是由于随初生α相含量增加晶界数量随之增多,而随温度升高晶界强度比晶粒强度下降快。

参考文献

[1]鲍利索娃E A.钛合金金相学[M].陈石卿,译.北京:国防工业出版社,1986.

[2]EVANS W J.Optimizing mechanical properties in alpha+betatitanium alloys[J].Materials Science and Engineering A,1998,243(1-2):89-96.

[3]曹京霞,方波,黄旭,等.微观组织对TA15钛合金力学性能的影响[J].稀有金属,2004,2(28):362-364.

[4]张旺峰,曹春晓,李兴无,等.β热处理TA15钛合金对力学性能的影响规律[J].稀有金属材料与工程,2004,33(7):768-770.

[5]ZENG L,BIELER T R.Effects of working,heat treatment,andaging,on microstructural evolution and crystallographic textureofα,α′,α″andβphases in Ti-6Al-4Vwire[J].Materials Scienceand Engineering A,2005,392(1-2):403-414.

[6]王金友,葛志明,周彦邦.航空用钛合金[M].上海:上海科学技术出版社,1985.

[7]CAMPBELL F C.Manufacturing technology for aerospace struc-tural materials[M].London:Elsevier Science,2006.

[8]FILIP R,KUBIAK K,ZIAJIA W.The effect of microstructure on the mechanical properties of two-phase titanium alloys[J].Journal of Materials Processing Technology,2003,133(1-2):84-89.

[9]FUJII H.Continuous cooling transformation characteristics ofα+βtitanium alloys[J].Nippon Steel Technical Report,1994,62(7):74-79.

[10]LUO J,LI M Q,YU W X.Microstructure evolution during high temperature deformation of Ti-6Al-4V alloy[J].Rare Metal Materials and Engineering,2010,39(8):1323-1328.

[11]WANG K L,LU S Q,FU M W,et al.Identification of the op-timal(α+β)forging process parameters of Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si based on processing-maps[J].Materials Science and Engineering A,2010,527(27-28):7279-7285.

高温拉伸 篇4

1 实验材料与方法

实验所用合金为锻造高铌TiAl合金, 名义成分如下:Ti-45Al-7Nb-0.2W-0.2Hf-0.3B-0.15C (原子分数/%) 。原始显微组织为双态 (Duplex, DP) 组织 (见图1 (a) ) , 由各约占50%体积分数且尺寸约为5μm的等轴γ晶粒及细小不规则片层团组成。将DP组织合金在1340℃下保温12h, 随后在900℃保温30min, 最后在空气中冷却, 得到全片层 (Fully Lamellar, FL) 组织合金 (见图1 (b) ) , 片层团尺寸约为100μm, 片层宽度小于1μm。

原位拉伸实验在SEM-SERVO原位疲劳试验机上进行。试样为薄片状, 尺寸见图2, 厚度范围为0.8~1.0mm。用线切割的方法从两种组织合金原料中取样, 再用金相砂纸将样品所有表面及侧面粗磨、细磨到2000#并进行抛光。

将制备好的试样安装在疲劳试验机试验台上, 并装好电热丝及热电偶, 电热丝的主要加热部位为样品的中间圆弧段, 盖上高温罩后将试验台小心推入扫描电镜样品舱, 开始实验。图3显示拉伸实验前试样在扫描电镜舱内的宏观形貌。实验温度为750℃, 真空环境, 真空度为10-5Pa, 拉伸实验采用载荷控制, 加载速率为0.06kN/min。在进行拉伸实验的同时利用扫描电镜实时观察试样在加载过程中的变形行为, 并对拉伸断裂后的试样表面进行观察研究。

(a) DP组织; (b) FL组织 (a) DP microstructure; (b) FL microstructure

2 结果与分析

2.1 拉伸实验结果

图4显示750℃下高铌TiAl合金FL组织与DP组织的拉伸σ-ΔL曲线, 表1为相应的拉伸力学性能结果。可见, 与FL组织相比, DP组织具有较好的抗拉强度及高温塑性, FL组织在750℃下几乎无塑性。

2.2 原位观察结果

图5显示750℃下拉伸过程中FL组织合金的变形情况。拉伸前, 试样表面观察不到微裂纹 (图5 (a) ) , 当应力达到683MPa时 (抗拉强度为745MPa) , 试样表面边缘开始出现微裂纹, 但数量很少 (图5 (b) ) 。随着载荷的进一步增大, 在试样临近断裂时, 中间部位可观察到少量微裂纹 (图5 (c) ) 。这说明在拉伸应力作用下, FL组织TiAl合金试样表面在其临近断裂时会出现少量的微裂纹。

图6显示750℃下拉伸过程中DP组织合金的变形情况。与FL组织合金不同, DP组织试样表面在整个拉伸过程中出现了大量的微裂纹。在应力达到850MPa时, 试样表面开始观察到微裂纹的萌生现象, 且随着载荷的增加, 裂纹不断萌生, 数量越来越多, 最后均匀分布在整个试样表面。萌生裂纹的方向与拉伸方向垂直。图6中箭头所指裂纹在整个实验过程中尺寸未发生太大变化, 这说明DP组织合金在受拉力时较易萌生裂纹, 但不易扩展, 尺寸基本维持在5~10μm之间, 这可能与该DP组织合金中细小的片层团及γ晶粒有关。

(a) 初始形貌; (b) 683MPa; (c) 743MPa (断裂前) (a) original microstructure; (b) 683MPa; (c) 743MPa (near fracturing)

2.3 表面裂纹形貌

图7显示FL组织合金在750℃下拉伸断裂后的表面形貌。图7 (a) , (b) 显示取向与拉伸方向垂直或呈一较大夹角的片层边界及片层界是裂纹的主要分布区域。图7 (c) 显示在断口附近出现了穿层裂纹。图7 (d) 显示断口附近的裂纹穿层扩展时的形态, 说明当裂纹尺寸较大时, 片层组织中的裂纹沿着片层界扩展时容易破断一个个片层而穿层扩展, 形成大量台阶。裂纹与裂纹之间会形成韧带区, 通过剪切这些韧带区 (如图7中箭头所指) , 裂纹发生桥接, 形成一个更大尺寸的裂纹。由于片层组织中裂纹穿层扩展时受到的阻力较大, 容易形成台阶及韧带, 因此扩展路径比较弯曲。

图8显示DP组织合金750℃下拉伸断裂后的表面形貌。图8 (a) 显示裂纹密集分布在试样表面, 呈蠕虫状。图8 (b) 显示DP组织合金的裂纹是由多个孔洞合并而成, 且尺寸很小。图8 (c) 是DP组织的断口形貌图, 呈现出一种类似冰山融化的形貌, 这可能是由细小的DP组织晶粒发生较大塑性变形后形成的, 表明DP组织高铌TiAl合金在750℃下的拉伸断裂属于韧性断裂。

3 讨论

表1与图4显示, 750℃时, 本实验中的DP组织高铌TiAl合金的抗拉强度σb为958MPa, 断面收缩率ψ为45.1%, 表现出良好的拉伸力学性能;FL组织与DP组织相比, 抗拉强度较低, 且几乎没有塑性。其原因如下: (1) 二者晶粒尺寸不同。DP组织的晶粒尺寸约为5μm, FL组织的晶粒尺寸约为100μm。根据Kim, Mercer等[10,11,12,13]的研究结论, TiAl合金的屈服强度与晶粒尺寸符合Hall-Petch公式, 即:σy=σ0+kgb·d-1/2 (σ0, kgb为与材料有关的常数;d为晶粒尺寸) , 晶粒越小, 强度越高。 (2) 显微组织对力学性能影响较大。DP组织中具有一定比例的细小不规则γ/α2片层组织, 其中α2-Ti3Al相可降低派纳力 (P-N stress) 的各向异性, 使普通位错和形变孪生较单相合金更容易开动, 还可增加相界面, 且层状组织中的γ板条与α2相之间有四种取向的孪晶关系, 增加合金的滑移分散度, 使塑性得到提高[1];另外, 片层组织周围细小的γ晶粒也起到协调片层组织变形的作用, 因此, DP组织表现出较好的强度和塑性;FL组织合金中只含有片层组织, 其变形的各向异性使片层团边界容易形成应力集中, 导致材料过早开裂, 故抗拉强度和塑性较差[14]。

(a) 850MPa; (b) 899MPa; (c) 921MPa; (d) 956MPa (断裂前) (a) 850MPa; (b) 899MPa; (c) 921MPa; (d) 956MPa (near fracturing)

(a) 片层界裂纹; (b) 片层团界裂纹; (c) 穿层裂纹; (d) 弯曲的裂纹扩展路径 (a) interlamellar cracks; (b) colony boundary cracks; (c) translamellar cracks; (d) snaky crack propagation paths

(a) 表面宏观形貌; (b) 距离断口较远处表面形貌; (c) 断口形貌 (a) surface macro morphology; (b) morphology far from the fractured section; (c) fracture morphology

图5, 6显示, 随着拉伸应力的增加, DP组织高铌TiAl合金试样表面存在一个大量裂纹萌生和扩展的过程。从开始出现裂纹萌生现象到材料断裂, 实验载荷持续增加了大约106MPa, 并且裂纹主要以萌生为主, 萌生之后的裂纹几乎难以扩展, 当裂纹数量达到一定程度时, 相邻裂纹产生合并, 最终导致材料断裂。这一现象证明了DP组织高铌TiAl合金具有较高的高温强度和塑性;FL组织高铌TiAl合金试样在拉伸过程中较难观察到大量的裂纹萌生和扩展现象。其原因是在FL组织中, 裂纹从萌生到扩展的过渡时期较短, 试样中一旦萌生裂纹, 便会迅速扩展, 导致材料瞬间断裂, 这也是造成它具有较低抗拉强度和塑性的原因。

图7显示, 在750℃下, FL组织高铌TiAl合金中的裂纹主要分布在与拉伸方向垂直或呈一较大夹角的片层团界及片层界。有研究认为[5], 裂纹容易在片层组织的γ/α2片层界萌生扩展, 其原因是α2相形变时需要激发较为困难的柱面滑移或锥面滑移, 所以α2板条以及γ/α2片层界面的滑移和孪生难以进行, 导致合金具有一定的脆性;裂纹在片层团界萌生扩展主要归因于高温拉伸时片层团之间的不协调变形从而产生应力集中;与拉伸方向垂直或呈一较大夹角的片层界或片层团界所受拉伸载荷作用力最大, 故这些区域最易萌生裂纹;在临近断口的区域, 局部应力集中较大, 且此时的裂纹长度已达到了极限裂纹长度, 尖端应力集中因子较大, 裂纹极易破断片层实现快速穿层断裂。

对于DP组织高铌TiAl合金的高温断裂机制, 文献[6]从扩散的角度给出了这样的解释:当晶界处存在晶界弯折时, 在与应力垂直的横向晶界的弯折处易产生空洞。高温下, 特别是低变形速率条件下, 裂纹的形成与扩展可能与扩散过程密切相关。合金中由于变形的发生, 晶体缺陷如空位不断增多, 这些空位为了减少其表面能, 在外应力作用下, 沿一定方向晶界聚集, 使空洞逐渐长大, 在晶界形成一串“空洞珠”, 空洞相互结合而发展成具有波浪形截面的裂纹, 这些裂纹继续扩展, 与其他晶间裂纹互相连通, 导致塑性晶间断裂。

4 结论

(1) 750℃时, DP组织高铌TiAl合金具有较好的抗拉强度和塑性, 其抗拉强度为958MPa, 断面收缩率为45.1%;FL组织抗拉强度较低且几乎没有塑性。

(2) 750℃时, 随着拉伸应力的增加, DP组织高铌TiAl合金试样表面存在一个大量裂纹萌生和扩展的过程, 这些裂纹均匀分布在试样表面, 主要以萌生为主, 几乎难以扩展;在FL组织中较难观察到裂纹大量萌生的现象。