Creep Behaviors and Effect Factors of Ti26Al24V Alloy
大理石粘接剂包宪宇1，田素贵1，赵忠刚1，刘 洋1，陈礼清2，刘相华2
(1沈阳工业大学材料科学与工程学院，沈阳110178;
2东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室，沈阳110004)
BAO Xian2yu1,TIAN Su2gui1,
ZHAO Zho ng2gang1,L IU Yang1,CH EN Li2qing2,L IU Xiang2hua2
(1Depart ment of Materials Science and Engineering,
Shenyang University of Technology,Shenyang110078,China;2State Key Laboratory of Rolling and Automation,Nort heastern University,Shenyang110004,China)
摘要：通过T6热处理、蠕变性能测试和SEM,TEM组织观察，研究了T6处理对Ti26Al24V合金组织结构与蠕变性能的影响。结果表明，锻造态Ti26Al24V合金在400℃/575MPa条件下具有较好的塑性和较低的蠕 变寿命，并具有明显的温度敏感性。T6处理可明显提高合金的蠕变激活能和蠕变抗力，与锻造态合金相比,T6处理态合金在蠕变稳态期间具有较低的应变速率，并使蠕变寿命由66h提高到548h。锻造态合金的组织结构由α+β相组成,T6处理后，合金的组织结构由α相与“网篮”相组成，其中“网篮”中大量针状β相沿不同取向析出是提高合金蠕变寿命的主要原因。蠕变期间，合金的蠕变机制是双取向的<a+c>位错和<a>位错在α相内发生柱面滑移和锥面滑移。 关键词:Ti26Al24V合金;T6处理；组织结构；蠕变；变形特征
文献标识码:A 文章编号:100124381(2008)Suppl20414205
生产石墨烯Abstract:By means of t he measurement of creep curves and microstruct ure observation,t he influence of T6treated on t he micro st ruct ure and creep p roperties of Ti26Al24V alloy t he alloy is investigated. Result s show t hat t he forged Ti26Al24V alloy displays a higher st rain rate and shorter creep lifetimes at575M Pa and400℃.The creep activation energy and creep resistance of t he alloy is obviously im2 proved by means of T6t reat ment.Compare wit h t he forged alloy,T6treated alloy displays a lower creep rate during creep,and t he creep lifetimes is enhanced to548h from66h at some conditions.Mi2 crost ruct ure of t he forged alloy consist s ofα+βp hases.After T6t reat ment,microst ruct ure of t he al2 loy consist s of t he p rimaryαand needle2likeα/βp hases,and signific
ation amount of t he bundle2likeβp hase are p recipitated along t he different orientations,t his is a main reasons of enhancing creep life2 times of t he alloy.During forging,t he denser dislocation rows are activated in t he local region ofαmat rix.During creep,t he deformed mechanism of t he alloy is t he double orientations slip of<a>and <a+c>dislocations activated on t he pyramidal planes inαp hase.
K ey w ords:Ti26Al24V alloy;T6t reated;micro st ruct ure;creep;deformation mechanism
钛合金由于具有比钢和镍基合金较低的密度和较高的比强度和比刚度而被广泛应用。钛合金作为一种重要的工程材料在众多的应用领域得到发展，尤其是航空航天和化工工业领域得到广泛应用[1-3]。Ti2 6Al24V合金是一种应用极广的钛合金，其合金的组织结构由α+β相组成[4-6]，但不同的热处理制度对合金的组织组成有明显的影响[7]。经不同的热处理后，钛合金的组织形态可能出现3种不同形态[8,9]，即：等轴组织、网蓝组织和双态组织，其合金中不同的组织形态具有不同的力学性能。等温锻造态Ti26Al24V合金的组织结构由等轴α相组成，其网状β相分布在等轴α相的周围，该“等轴”组织的特点是具有较高的塑性和较低的强度；经高于β相变点温度固溶处理，可得到针状相均匀分布的“网蓝”组织[10]，并具有较好的综合力学性能；经低于β相变点温度固溶处理后，有未溶α相存在，经快速冷却及时效处理后，合金得到α相与“网篮”共存的“双态”组织，其特点是具有较好的塑性和较高的抗拉强度。但关于Ti26Al24V合金在锻造期间的
dc-hsdpa变形特征，及亚温T6处理对合金蠕变特征的影响文献报道较少。 据此，本工作对等温锻造态Ti 26Al 24V 合金进行了T6热处理，并对两种状态Ti 26Al 24V 合金进行了蠕变性能测试及微观组织形貌观察，研究了合金在锻造期间的变形特征及T6处理对Ti 26Al 24V 合金蠕变特征的影响，试图为合金的发展与应用提供理论依据。
1 试验材料及方法
将真空感应熔炼及多次电渣重熔制备的Ti 26Al 2
4V 合金进行等温锻造，得到实验用的锻造态合金。将等温锻造态Ti 26Al 24V 合金在940℃保温25min 后水冷，进行亚温固溶处理，再经480℃保温24h 进行时效处理，并随炉冷却至室温。 分别将等温锻造和亚温T6处理态的Ti 26Al 24V 合金切割加工成横断面为415mm ×2mm ，标距长度为20mm 的片状拉伸蠕变试样。将样品置入GW T504型高温持久蠕变试验机中，在不同条件下进行蠕变性
能测试，并绘制合金的蠕变曲线。采用SEM 和TEM 对两种状态及蠕变断裂后的合金进行微观组织形貌观察，并对位错组态进行衍衬分析，探讨合金的变形机制。
2 结果与分析
211 Ti 26Al 24V 合金的蠕变特征
等温锻造态Ti 26Al 24V 合金在不同条件下测定的蠕变曲线如图1所示。合金在不同温度施加550M Pa 应力下的蠕变曲线示于图1a ，在400℃，合金具有较低的应变速率和较长的蠕变寿命，其稳态阶段的应变速率为1104×10-3/h ，蠕变寿命为250h 。随温度提高到410℃，稳态蠕变速率提高到1188×10-3/h ，蠕变寿命
降低到66h ，表明合金具有较强的温度敏感性。合金在400℃施加不同应力的蠕变曲线示于图1b ，可以看出，在550M Pa 下，合金具有较长的蠕变寿命，随应力提高到575MPa 和600M Pa ，合金的蠕变寿命明显降低，表现出明显的施加应力敏感性
。
图1 锻造态Ti 26Al 24V 合金在不同条件下的蠕变曲线
Fig 11 Creep curves of t he forged Ti 26Al 24V alloy in different conditions
(a )applied stress of 575MPa at various temperatures ;(b )applied different stresses at 400℃
出货管理系统
亚温T6处理态Ti 26Al 24V 合金在不同条件下测
定的蠕变曲线示于图2。在不同温度施加575M Pa 条件下的蠕变曲线如图2a 所示，可以看出，在400℃时合金具有较低的应变速率和较长的蠕变寿命，其稳态蠕变期间的应变速率为4181×10-4/h ，稳态蠕变阶段的时间约为260h ，蠕变后的应变量为30%，蠕变寿命达548h ；随温度提高到410℃，合金在稳态蠕变期间的应变速率提高到713×10-4/h ，稳态蠕变阶段的时间缩短到约100h ，蠕变寿命降低到160h ；随温度进一步提高到420℃，合金的蠕变寿命降低到98h ，表明合金具有明显的施加温度敏感性。合金在400℃施加
不同应力下的蠕变曲线示于图2b ，可以看出，当施加
600M Pa 拉应力时，合金在稳态蠕变阶段的应变速率为618×10-4/h ，应变量是20%，蠕变寿命为252h ；随施加应力提高到625M Pa ，合金的应变速率提高到918×10-4/h ，蠕变寿命为90h 。
在400℃,575M Pa 条件下，两种状态Ti 26Al 24V 合金的蠕变曲线的比较示于图3，可以看出，锻造态合金在稳态蠕变阶段的应变速率约为1188×10-3/h ，其蠕变寿命仅为66h 。经过T6处理后，同样条件下合金在稳态蠕变阶段的应变速率明显降低，蠕变寿命提高到548h 。表明,T6处理可以明显提高合金的蠕变抗力。
图2 T6处理态Ti 26Al 24V 合金在不同条件下的蠕变曲线
Fig 12 Creep curves of T6t reated Ti 26Al 24V alloy in different conditions
(a )applied stress of 575MPa at various temperatures ;(b )applied different stresses at 400
℃
锁架
图3 不同状态Ti 26Al 24V 合金在400℃/575MPa
条件下的蠕变曲线
Fig 13 Creep curves of t he different states
Ti 26Al 24V alloy at 400℃/575MPa
212 蠕变方程与相关指数
在施加应力的瞬间，合金发生初始应变，随蠕变进行合金的应变量增加，应变速率降低。随蠕变进入稳
态阶段后，合金的应变速率保持恒定，其应变速率可用
如下Dorn 定律表示:
εss =A σn
A exp (-Q app R T
)(1)式中: εss 2稳态蠕变速率,A 2与材料组织有关的常数,σA 2外加应力,n
2表观应力指数,R 2气体常数,T 2绝对温度,Q app 2表观蠕变激活能。 根据图2中的数据，绘出合金在稳态蠕变期间的应变速率与施加温度和应力之间的关系如图4所示。其中应变速率与温度倒数之间的关系如图4a 所示，应变速率与施加应力之间的关系示于图4b ，由此可以计算出：在400～420℃和575～625MPa 施加温度和应力范围内，合金的蠕变激活能和应力指数分别为Q =156kJ /mol 和n =719。采用同样方法测算出两种状态合金在稳态蠕变期间的蠕变激活能与应力指数示于表1
。
图4 合金在稳态蠕变期间的应变速率与施加温度和应力的关系
Fig 14 Relationship between t he st rain rate and t he applied temperat ures ,stresses during t he steady state creep (a )relationship of t he strain rate and temperatures ;(b )relationship of t he st rain rate and t he applied stresses
213 热处理对组织结构的影响
等温锻造态Ti 26Al 24V 合金的组织结构由α+β相组成，在纵断面α相沿金属的流变方向呈类条状分
布(照片略去)，其横断面的SEM 形貌照片如图5a 所示，照片中暗区域为α相，白的网状组织为β相。由此可以看出,α相呈现等轴特征，且β相沿等轴α相
的边界呈网状分布，其中等轴α相的尺寸约为7～9
μm ，在等轴α相内有细小α相析出。表1 不同状态Ti 26Al 24V 合金在稳态蠕变期间的
蠕变激活能和应力指数
Table 1 Activation energy and stress exponent of the different states Ti 26Al 24V alloy during steady state creep
Treated state Creep activation energy Q/(kJ ・mol -1)
Stress exponent/n Forged 1021315T6treated
156
719
合金经940℃亚温固溶，并在480℃保温24h 时效
处理后的组织形貌如图5b 所示。与锻造态合金相比,T6处理后，合金中的晶粒尺寸明显长大，由于固溶温度低于β相转变点，在固溶处理期间，合金中仍有部分α相未被溶解，得以保留。因此，合金的组织结构由初生α相和α/β混合相组成。初生α相对应于图5b 中的黑区域,β相沿晶界生长对应于图中的白区域。合金在固溶处理期间溶解的α相中溶入较多的β相形成元素，成为浓度过饱和区域，在随后的冷却期间，在α相内有
β相沿不同取向呈针状析出，如图5b 箭头所示。
图5 不同状态Ti 26Al 24V 合金的组织形貌
Fig 15 Microstructure of Ti 26Al 24V alloy at different states
(a )isot hermal forged ;(b )T6treated
214 合金在锻造期间的变形特征
经等温锻造的Ti 26Al 24V 合金，其微观组织形貌
如图6所示。可以看出，合金的组织结构由α相和β相组成，其各相如图中标注所示，在锻造期间α相中形
成的位错网，如图6a 中箭头标注所示。
β相沿晶界以条状形式连续析出，其中在β相和邻近区域为无位错
区。锻造过程中由于局部产生应力集中，使其在β相内形成高密度位错，其中位错列按固定方向规则排列，并出现位错重叠的特征，如图6b 中箭头所示。由β相
中无位错的事实表明，与α相相比,β相具有较好的抗
图6 合金在锻造期间的变形特征
Fig 16 Deformed features of t he alloy during forging (a )dislocation networks appeared in
αphase as marked wit h arrow ,and βphase precipitated along t he grain boundary ;
(b )dislocation rows formed due to t he stress concent ration ,and t he overlapped dislocations marked wit h arrow
蠕变能力。
215 合金在蠕变期间的位错组态 在400℃,575M Pa 条件下，锻造态Ti 26Al 24V 合金蠕变66h 断裂
后的位错组态示于图7。可以看出,
锻造态合金在蠕变期间的变形机制是位错的双取向滑移。其中垂直方向的位错定义为A 位错，近水平
方向的位错定义为B 位错，如图7a 中的箭头标注所
示。 可以看出，在 g =[1010](图7a )和 g =[0113](照片略去)衍射条件下，垂直位错A 和近水平方向的位错B 均显示衬度；当 g =[2110]时，位错A 显示衬
度，位错B 消失衬度，如图7b 所示。根据 g ・b =0
不可见判据，可以确定，该近水平方向的位错B 是Burgers 矢量为b =(1/3)[0331]的<a +c >位错，且该位错位于(2110)柱面，即：近水平方向的<a +c >位错在(2110)柱面滑移
。
图7 锻造态Ti 26Al 24V 合金在蠕变期间的位错组态
Fig 17 Dislocation configuration of t he forged Ti 26Al 24V alloy during creep
(a ) g =1010;(b ) g =2110
同样，在 g =[1103](照片略去)衍射条件下，垂直
位错A 和近水平方向的位错B 均失去衬度，由此可以确定出，垂直位错A 的Burgers 矢量为:b =(1/3)[1120]的<a >位错，由于位错B 的迹线方向不与基
面平行，故该垂直的<a >位错在(1103)非基面滑移。
3 结论
(1)在400℃,575M Pa 条件下，锻造态Ti 26Al 24V
合金在蠕变稳态期间具有较高的应变速率和较短的蠕变寿命，并具有明显的温度敏感性;T6处理可明显提高合金的蠕变激活能和蠕变抗力，因此,T6处理态合金在蠕变稳态期间具有较低的应变速率，并使其蠕变寿命由66h 提高到548h 。
(2)经T6处理后，合金的组织结构由初生α相和α/β相组成，其中在等轴α相内有针状β相呈不同取向弥散析出，是提高合金蠕变抗力的主要原因。
(3)合金在锻造期间，由于应力集中使合金中α相内形成高密度的位错列；在蠕变期间，合金的变形机制是双取向的<a +c >位错和<a >位错在α相内发生柱面滑移和锥面滑移。
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