Ti6321鈦合金在Taylor桿沖擊下的動態(tài)斷裂微觀組織觀測

徐雪峰， 王琳,2,3， 程興旺,2， 劉安晉， Tayyeb Ali， 周哲，寧子軒， 張斌斌， 趙登輝

(1.北京理工大學 材料學院， 北京 100081; 2.北京理工大學 沖擊環(huán)境材料技術國家級重點實驗室， 北京 100081; 3.北京理工大學 爆炸科學與技術國家重點實驗室， 北京 100081; 4.洛陽船舶材料研究所， 河南 洛陽 471023; 5.中國兵器工業(yè)標準化研究所， 北京 100089)

0 引言

由于近α鈦合金具有低密度、高比強度、高斷裂韌性和優(yōu)異的可焊性能等優(yōu)點，因此被廣泛應用于海洋工程[1-5]。Ti6321合金是上海鋼鐵研究所20世紀80年代研制的一種新型的Ti-Al-Nb-Zr-Mo系近α合金[6]。Ti6321鈦合金除具有傳統(tǒng)鈦合金的優(yōu)點外，還具有高強、高韌、可焊、耐蝕等綜合性能，受到了船舶及軍工領域的青睞，主要用于艦船的耐壓殼體，其加工工藝及力學性能也得到了學者們的廣泛關注[7-9]。陳海生等[10]通過不同熱處理方式獲得了Ti6321合金的等軸組織、雙態(tài)組織及魏氏組織，研究發(fā)現(xiàn)雙態(tài)組織材料具有最佳的力學性能。李梁等[11]利用Gleeble對Ti6321合金進行了熱模擬壓縮實驗，研究了Ti6321合金在高溫變形時的相關特性。同時，國外一些學者也對該合金的焊接后的組織和性能進行了相關的研究[12-13]。Taylor桿實驗由于其具有較高的應變率范圍(在104s-1以上)和簡單、高效、重復性好等優(yōu)點，成為研究材料在高應變率沖擊下材料性能的常用方法之一[14-19]。

綜上可以發(fā)現(xiàn)，目前國內(nèi)外對Ti6321鈦合金的研究主要集中在熱處理工藝對組織及準靜態(tài)力學性能的影響[20]，但有關高應變率的動態(tài)服役環(huán)境下的力學行為研究鮮有報道。本研究利用Taylor桿實驗設備測試Ti6321材料在高應變率下的力學性能，獲取不同組織材料在Taylor桿沖擊實驗中的臨界破壞參數(shù)，通過微觀結構分析得到材料在高應變率載荷下變形及損傷特點。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

本文所用Ti6321鈦合金名義成分為Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo，經(jīng)差式掃描量熱儀測試材料相變點為970 ℃. 本次實驗采取兩種不同的熱處理工藝，即分別在900 ℃和1 030 ℃溫度下保溫1 h，然后在空氣中冷卻(AC)至室溫，從而獲得不同組織的Ti6321鈦合金，熱處理工藝如表1所示。

表1 Ti6321鈦合金的熱處理工藝

圖1為經(jīng)過熱處理后兩種不同組織的Ti6321鈦合金金相圖。材料經(jīng)過相變點以下熱處理后得到雙態(tài)組織，主要由次生α相與β相組成的片層組織和初生的等軸α相組成，相變點以上熱處理后得到魏氏組織，由片狀α相和殘余的β相組成。

圖1 Ti6321鈦合金原始組織圖Fig.1 Optical microstructure of Ti6321 alloy before test

1.2 Taylor桿實驗

Taylor桿沖擊實驗在中北大學進行，實驗裝置如圖2(a)所示，裝置由彈體發(fā)射器、測速儀、長圓柱形彈體及可以看作是平面的剛性靶組成。彈體尺寸為φ7.8 mm×25 mm，如圖2(b)所示，試樣表面精車至表面粗糙度小于1.6 μm. 彈體發(fā)射裝置為φ9 mm滑膛槍，發(fā)射速度范圍為100～400 m/s，彈體速度由裝藥量控制。靶板為400 mm×400 mm×50 mm長方體，材料為603裝甲防彈鋼，撞擊時為了確保彈體與板垂直撞擊需調(diào)整靶板姿態(tài)。

圖2 Taylor實驗裝置及子彈尺寸示意圖Fig.2 Schematic diagram of Taylor impact test device and size of cylinder

利用測速儀采集實驗過程中彈體的實際速度，收集實驗后試樣。若試樣在實驗過程中崩斷，盡可能地收集所有的破碎部分、記錄實驗后的彈體狀態(tài)并測量彈體的相關外形數(shù)據(jù)。將彈體崩斷部分進行清洗并通過掃描電子顯微鏡(SEM)觀察斷口形貌。將彈體沿中軸線切開、拋光，然后在2%HF+10%HNO3+88%H2O(體積分數(shù))的溶液中腐蝕約10 s，進行微觀觀察，以研究其變形損傷。

2 結果與討論

2.1 Taylor桿測試結果

根據(jù)Taylor桿沖擊實驗分析[16-17,21]，試樣的變形完全局限于頭部，彈體的總塑性應變εp為

(1)

式中：Lo、Lr、Lu分別為試樣原始長度、撞擊后剩余長度以及撞擊后未變形部分長度(見圖3)。圖3中Do為撞擊前原始直徑，Df為撞擊后試樣底部直徑。

圖3 Taylor實驗后的試樣變形參數(shù)Fig.3 Deformation parameters of sample after Taylor test

由于假定減速度是均勻的，因此沖擊持續(xù)時間T為

(2)

式中：v為撞擊速度。

(3)

同時根據(jù)所得Lo、Lr、Lu結合彈體在實驗過程中的速度及密度參數(shù)可以求出，該條件狀態(tài)下彈體的應力值σs，公式為

(4)

式中：ρ為合金密度。

將各試樣在Taylor桿沖擊實驗過程中實驗參數(shù)、實驗前后彈體的外形數(shù)據(jù)、彈體狀態(tài)以及計算所得的彈體應變和應變率記錄表2中，彈體的撞擊速度范圍為146～228 m/s，平均應變率范圍為0.97×104～1.24×104s-1. 并且根據(jù)撞擊后彈體形狀的不同，將撞擊后彈體狀態(tài)主要分為輕微塑性變形、塑性變形、裂紋及崩斷，如圖4所示。

圖4 彈體狀態(tài)Fig.4 Macro-morphologies of Taylor cylinders

將不同組織狀態(tài)彈體的臨界破壞速度、臨界斷裂應變及臨界斷裂應變率計算結果如表3所示。

彈體在塑性變形階段，未發(fā)生破壞，故可以計算出該撞擊速度下彈體的塑性應變數(shù)值，圖5為彈體的沖擊速度v與塑性應變εp之間關系。從圖5中可以看出在Taylor桿沖擊實驗中，彈體的撞擊速度與其應變數(shù)值呈線性關系，彈體的應變數(shù)值隨著實驗的撞擊速度的增加而增加。

從表2可以看出，Taylor桿沖擊實驗過程中，Ti6321材料所承受的應變率均達到了104s-1量級。由表3可知，雙態(tài)組織和魏氏組織的臨界斷裂應變分別為0.169和0.108，兩種組織的臨界斷裂應力分別為1 693 MPa和1 599 MPa. 可以看出雙態(tài)組織相比于魏氏組織均具有相對較高的臨界破壞參數(shù)，即雙態(tài)組織的臨界破壞速度、臨界斷裂應變、臨界斷裂應變率及臨界斷裂應力均高于魏氏組織的對應數(shù)值。臨界破壞參數(shù)反映了不同組織材料在高速沖擊過程中的抗沖擊破壞能力[22]，說明在Taylor桿沖擊實驗中，相比于魏氏組織，雙態(tài)組織具有更好的抗沖擊破壞能力。

表2 實驗參數(shù)及結果

表3 彈體臨界破壞參數(shù)

圖5 彈體沖擊速度與塑性應變之間關系Fig.5 Relationship between the impact velocity of cylinder and the plastic strain

在Taylor桿沖擊實驗過程中，相比于魏氏組織，由于雙態(tài)組織中等軸的初生α相含量高，且β相中的次生α相呈片狀析出，由于片狀α具有較高的縱橫比，在沖擊過程中使得裂紋擴展方向頻繁改變，從而為裂紋的擴展提供了更長的路徑，因此能夠吸收更多的能量[10]。而魏氏組織是在相變點以上溫度加熱得到的，在冷卻過程中，晶界中的新生α相以平直的片狀沿晶界向晶內(nèi)生長，即其縱橫比低，而且晶界內(nèi)大量片層α相的存在使得斷裂特性由晶間斷裂轉(zhuǎn)為晶內(nèi)斷裂，從而使其抗沖擊性能降低。

2.2 斷口形貌分析

圖6 Taylor桿沖擊后彈體斷口顯微圖Fig.6 Micrographs of fracture surfaces after Taylor bar impact test

圖6為兩種組織Ti6321彈體Taylor桿沖擊實驗后的斷口形貌，可以看出：斷口區(qū)域主要由光滑熔融區(qū)域和韌窩區(qū)域兩部分組成，二者之間的界限并不明顯，但不同的是魏氏組織Ti6321合金，在Taylor桿沖擊實驗后，斷口中的平滑熔融區(qū)域所占比例更多，韌窩區(qū)域更小，而且韌窩區(qū)域主要以較淺的沿剪切方向明顯拉長的韌窩為主；雙態(tài)組織斷口中的韌窩區(qū)域所占比例更高，而且韌窩皆為較深的等軸狀韌窩。從斷口形貌可以看出，在Taylor桿實驗中雙態(tài)組織的Ti6321材料具有更好的塑性。

一般地，金屬材料在高應變率加載條件下，由于發(fā)生了高度集中的局部變形從而產(chǎn)生剪切帶，在剪切帶內(nèi)部塑性功將在極短的時間內(nèi)轉(zhuǎn)化為熱量，并導致材料產(chǎn)生絕熱溫升。在Taylor桿實驗中，剪切區(qū)域的突然溫升甚至超過了鈦合金的熔點溫度，使得合金在主剪切面上發(fā)生熔化[16-17]，如圖7所示。熔化的合金液體受剪切應力驅(qū)動，在剪切面上沿最大剪切應力方向流動，最終在斷裂面內(nèi)形成光滑表面。

圖7 T1-6材料Taylor桿沖擊實驗下彈體嚴重熔化區(qū)域SEM圖Fig.7 SEM micrograph of seriously melting regions of T1-6 after Taylor bar impact test

2.3 微觀組織分析

圖8為Taylor桿實驗后雙態(tài)組織試樣撞擊端的微觀形貌圖，從中可以看出，在實驗過程中，為了承載劇烈的沖擊載荷，組織均發(fā)生了明顯的塑性變形。通過金相分析軟件Nano Measurer測量得出，加載速度由146 m/s(見圖8(a))增加至228 m/s(見圖8(b))時：初生α晶粒平均尺寸由25.3 μm減小至16.7 μm；次生α相和β相均在載荷作用下變形、碎化，并且在高應變率和高應變條件下，材料的變形和碎化程度增加。這是由于相較于初生α相，次生α相尺寸更小，較小的α相結構內(nèi)更加容易導致位錯的塞積且不利于塑性變形，因此在加載過程次生α相的破壞程度更加嚴重。

圖8 T1材料彈體加載后撞擊端的微觀形貌Fig.8 Micrographs of impact part of T1 under dynamic compression loading

圖9為Taylor桿實驗后魏氏組織試樣撞擊端的微觀形貌圖(箭頭方向為受力方向)。由圖9可以看出，加載后片層組織發(fā)生了明顯的變形，并且在高應變率和高應變條件下，片層組織沿受力方向顯著拉長。

圖9 T2彈體加載后撞擊端的微觀形貌Fig.9 Micrographs of impact part of T2 under dynamic compression loading

Taylor桿沖擊實驗后，在崩斷的彈體剖面處出現(xiàn)了裂紋，如圖10所示，可以看出裂紋周圍以及各裂紋的連接處均有明顯的絕熱剪切帶(ASB)，而且在剪切帶附近晶粒沿剪切帶方向發(fā)生明顯的塑性變形。由于隨著材料的變形，其塑性功轉(zhuǎn)化為熱量引起絕熱升溫，導致熱塑性失穩(wěn)，產(chǎn)生局部化變形，形成絕熱剪切帶的形成和發(fā)展，即在加載過程中，彈體均發(fā)生了剪切失穩(wěn)現(xiàn)象[16-17]。對比圖10(a)、圖10(b)可以發(fā)現(xiàn)，雙態(tài)組織和魏氏組織中產(chǎn)生的絕熱剪切帶平均寬度分別為3.3 μm和5.4 μm，長度分別為264.4 μm和737.7 μm. 這是由于相較于等軸狀的初生α相，片層狀的次生α相更加容易導致位錯的塞積且不利于材料的塑性變形，導致材料局部變形嚴重，從而導致更加嚴重的絕熱剪切行為發(fā)生。而雙態(tài)組織中，片層組織含量更低，因此雙態(tài)組織相比魏氏組織具有更低的絕熱剪切敏感性。

圖10 Taylor桿實驗加載后絕熱剪切形貌Fig.10 Adiabatic shear morphology after Taylorbar impact test

3 結論

本文利用Taylor桿實驗對不同組織的Ti6321鈦合金在高應變率載荷下的動態(tài)損傷及斷裂行為進行研究，得出結論如下：

1)Taylor桿沖擊實驗中，彈體的應變數(shù)值隨著實驗的撞擊速度的增加而增加。雙態(tài)組織的Ti6321材料在Taylor桿沖擊實驗中，具有更好的抗沖擊破壞能力。

2)在Taylor桿沖擊實驗中，兩種組織狀態(tài)的斷口均可以分為兩類區(qū)域：光滑熔融區(qū)域和韌窩區(qū)域，二者之間的界限并不明顯。兩種組織斷裂面的光滑區(qū)域并無明顯差異，而在韌窩區(qū)域，雙態(tài)組織均以等軸韌窩為主，魏氏組織韌窩則沿剪切方向被明顯拉長，且魏氏組織的韌窩較雙態(tài)組織更淺。

3)加載后彈體的顯微組織均發(fā)生了明顯的變化。在高應變率和高應變條件下，雙態(tài)組織的初生α晶粒平均尺寸由25.3 μm減小至16.7 μm，次生α相和β相在載荷作用下發(fā)生嚴重變形、碎化；對于魏氏組織的彈體，加載后次生α相沿受力方向顯著拉長。

4)Taylor桿沖擊實驗后，彈體均發(fā)生了絕熱剪切破壞，雙態(tài)組織Ti6321合金具有更低的絕熱剪切敏感性。