不同組織Ti6321鈦合金在低溫高應(yīng)變速率下的變形和斷裂行為

李嚴星， 王琳，2，3， 閆志維， 安瑞， 周哲， 寧子軒， 程煥武，2， 程興旺，2

(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(shù)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(shù)國家重點實驗室， 北京 100081)

0 引言

鈦及鈦合金常作為結(jié)構(gòu)件材料在航空、船舶、海洋工程等領(lǐng)域應(yīng)用廣泛[1-2]，其服役過程經(jīng)常要面臨高應(yīng)變速率載荷的沖擊和不同環(huán)境溫度的共同作用[3-5]，這類服役條件下材料的力學性能與常規(guī)實驗(靜載荷、常溫)測定的結(jié)果并不相符，有些差別很大，用常規(guī)實驗性能指標作為高應(yīng)變速率和低溫條件下使用的鈦及鈦合金選材和工藝制定的依據(jù)將帶來不確定性或有出現(xiàn)事故隱患的危險。因此，考慮材料在工程應(yīng)用中的實際服役條件，開展低溫高應(yīng)變速率下鈦合金的動態(tài)力學性能實驗具有重要意義。

關(guān)于鈦合金在低溫高應(yīng)變速率下的動態(tài)性能，國內(nèi)外已經(jīng)進行了部分的研究，Zhang等[6]和Zhang等[7]利用分離式霍普金森拉桿(SHTB)技術(shù)對Ti-6.6Al-3.3Mo-1.8Zr-0.29Si鈦合金和Ti-5Al-2.5Sn鈦合金進行了較寬應(yīng)變速率范圍的低溫拉伸實驗，結(jié)果表明鈦合金的低溫行為取決于應(yīng)變速率和溫度，初始屈服應(yīng)力和流變應(yīng)力隨著應(yīng)變速率的增加和溫度的降低而增加。高靈清等[8]探討了高應(yīng)變速率和低溫對工業(yè)純鈦TA2力學性能和變形機制的影響，結(jié)果表明在高應(yīng)變速率和低溫的共同作用下，TA2出現(xiàn)脆性，強度增加，塑性大大降低。Li等[9]和Meyers等[10]研究發(fā)現(xiàn)隨著溫度降低超細晶鈦的絕熱剪切帶寬度明顯減小，并且剪切帶內(nèi)的再結(jié)晶晶粒尺寸也減小，剪切帶寬度減小是因為熱導率降低、比熱容降低和熱軟化增加的綜合效應(yīng)導致的，晶粒尺寸減小是因為低溫下剪切帶中較大的局部剪切應(yīng)變導致更嚴重的塑性變形使位錯密度上升所造成的。

本文所研究的近α型Ti6321鈦合金是上海鋼鐵研究所20世紀80年代研制的一種中強高韌鈦合金，其名義成分為Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo，具有良好的耐腐蝕、抗疲勞、耐低溫性等優(yōu)點[11-13]，非常適合作為新型低溫材料用于海洋船舶等工業(yè)領(lǐng)域[14]。目前對Ti6321鈦合金的研究，多集中于常溫和高溫力學性能[15-17]，而關(guān)于低溫條件下動態(tài)力學性能的研究較少，而船舶材料在海洋環(huán)境服役下往往要面臨低溫和高負載的共同作用，因此有必要對其進行深入研究。本文針對Ti6321鈦合金板材，通過不同熱處理工藝得到等軸組織、雙態(tài)組織和魏氏組織，利用改進的SHPB作為加載裝置，研究Ti6321鈦合金不同組織在低溫下的變形和破壞行為，為Ti6321鈦合金在低溫高應(yīng)變速率條件下的應(yīng)用提供實驗和理論依據(jù)。

1 實驗材料與方法

實驗所用材料為熱軋態(tài) Ti6321鈦合金板材，通過淬火金相法測得合金的相變點為992 ℃，通過不同熱處理工藝獲得不同形態(tài)的組織，熱處理工藝與預(yù)期組織如表1所示。熱處理完成后，采用金相顯微鏡觀察組織特征，不同熱處理工藝后Ti6321鈦合金的微觀形貌如圖1所示。由圖1可知，等軸組織中等軸狀的初生α相含量較高，雙態(tài)組織的初生α相含量較等軸組織有所降低，次生α相和β相的片層組織增加，魏氏組織由相變點以上熱處理獲得，在粗大的β晶粒內(nèi)部分布著大量片層狀的α相。

表1 Ti6321鈦合金熱處理工藝及組織狀態(tài)Table 1 Heat treatment process and microstructures of Ti6321 titanium alloy

圖1 熱處理后3種組織的微觀形貌Fig.1 Microstructures of three alloys after heat treatment

熱處理后采用電火花線切割技術(shù)加工動態(tài)壓縮試樣，試樣采用φ5 mm×5 mm的圓柱樣品。低溫加載實驗在北京理工大學沖擊環(huán)境材料國防重點實驗室進行，實驗采用搭配低溫實驗系統(tǒng)的霍普金森壓桿裝置，裝置圖和示意圖如圖2所示，測試時將原始試樣放入SHPB低溫液氮測試系統(tǒng)中，分別設(shè)定預(yù)定溫度為-20 ℃和-80 ℃，待溫度穩(wěn)定后持續(xù)通入液氮并保溫30 min以達到實際服役環(huán)境狀態(tài)，然后通過調(diào)節(jié)氣閥，使應(yīng)變速率達到Ti6321鈦合金的臨界斷裂應(yīng)變速率(2 500 s-1)，獲得壓縮的應(yīng)力波形圖與應(yīng)力- 應(yīng)變曲線。加載后回收試樣，沿軸向切開，經(jīng)過打磨、拋光和腐蝕后用于光學和掃描電子顯微鏡觀察，觀察和分析不同組織Ti6321鈦合金在不同溫度加載后的組織演化特征。

圖2 低溫霍普金森壓桿實驗系統(tǒng)Fig.2 Test system of the low-temperature Hopkinson pressure bar

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 力學行為研究

圖3為應(yīng)變速率2 500 s-1左右不同組織Ti6321鈦合金的壓縮真應(yīng)力- 應(yīng)變曲線，可以看出3種組織的流變應(yīng)力均在1 200 MPa以上，且流變應(yīng)力與加載溫度緊密相關(guān)，對于同一組織，流變應(yīng)力隨加載溫度的降低而增加。

圖3 2 500 s-1應(yīng)變速率下Ti6321鈦合金的 壓縮真實應(yīng)力- 應(yīng)變曲線Fig.3 True compressive stress-strain curves of Ti6321 titanium alloys at the strain rate of 2 500 s-1

表2為3種組織在不同溫度加載下的力學性能，從中可以看出，雙態(tài)組織的流變應(yīng)力略高于等軸組織，遠高于魏氏組織，在不同溫度下均比魏氏組織高約100 MPa。溫度不僅影響流變應(yīng)力，還會影響斷裂應(yīng)變，隨著溫度降低，3種組織的斷裂應(yīng)變整體呈現(xiàn)出減小的趨勢，當溫度從25 ℃降低到-80 ℃，雙態(tài)組織和魏氏組織的斷裂應(yīng)變分別由0.197和0.208減小到0.147和0.149，二者的減幅相近，而等軸組織的斷裂應(yīng)變僅從0.186減小至0.161，表明等軸組織在低溫下仍具有較好的塑性變形能力。沖擊吸收功綜合反映了強度和塑性的變化，由沖擊吸收功可以看出，隨著溫度的降低，3種組織的沖擊吸收功整體呈現(xiàn)減小的趨勢，但等軸組織由于低溫下仍具有較高的強度和斷裂應(yīng)變，沖擊吸收功呈現(xiàn)不減反增的現(xiàn)象。

表2 不同組織Ti6321鈦合金在不同溫度 加載下的力學性能Table 2 Mechanical properties of Ti6321 titanium alloys with different microstructures under different temperature loadings

總之，在常溫下，雙態(tài)組織具有較好的強塑性匹配；在低溫下，等軸組織具有較高的強度和較好的低溫塑性變形能力，表現(xiàn)出較好的低溫動態(tài)壓縮性能，雙態(tài)組織具有最高的低溫抗壓強度，魏氏組織的強度和斷裂應(yīng)變均較低。

2.2 微觀組織演化

在-80 ℃低溫壓縮后，3種組織中均出現(xiàn)了與加載方向呈45°的絕熱剪切帶，靠近絕熱剪切帶兩邊的組織向相反的方向塑性流動，形成剪切帶周圍的影響區(qū)，如示意圖4(a)所示，影響區(qū)的寬度遠高于剪切帶的寬度，在影響區(qū)之外，還存在與加載方向垂直的流變帶，如圖4(b)所示，等軸組織在加載后出現(xiàn)多條近似平行的流變帶(寬度約15～17 μm)，流變帶是為了緩解應(yīng)力晶粒沿變形方向拉長所形成的，因此等軸組織在低溫下仍具有較高的應(yīng)變和較好的塑性協(xié)調(diào)能力。

圖4 3種組織的微觀形貌及絕熱剪切帶Fig.4 Microstructures and adiabatic shear bands of the three alloys

由圖4(c)可知，雙態(tài)組織在壓縮后，靠近剪切帶附近的部分等軸狀的初生α相被拉長，形成了長寬比約7∶1的條狀組織，但由于β相和次生α相片層組織對變形的阻礙作用，在雙態(tài)組織中未形成類似等軸組織中細長的流變帶。而次生α相和β相組成的片層組織相對變形較小，僅靠近剪切帶周圍的片層發(fā)生了彎折變形。

由圖4(d)可知，魏氏組織在同樣應(yīng)變速率加載后，剪切帶端部已經(jīng)出現(xiàn)裂紋，裂紋穿晶擴展，呈現(xiàn)脆性斷裂的特征。魏氏組織的剪切帶周圍的組織也同樣呈現(xiàn)流動現(xiàn)象。

2.3 斷裂機制研究

在2 500 s-1應(yīng)變速率下，3種組織中都觀察到了剪切帶，試樣并未發(fā)生斷裂，為了對低溫壓縮后的斷口進行研究，提高加載應(yīng)變速率至3 500 s-1左右。圖5為3種組織Ti6321合金在-80 ℃、3 500 s-1應(yīng)變速率左右的壓縮斷口形貌，通過斷口觀察可以發(fā)現(xiàn)，其壓縮斷口均由數(shù)量不等的韌窩和剪切面組成，在魏氏組織中還觀察到高度不同的解理臺階。

通過對比，3種試樣斷口中的韌窩數(shù)量按照等軸組織、雙態(tài)組織、魏氏組織的順序依次遞減。并且等軸組織的斷口表面韌窩較深且數(shù)量較多，可見該組織在斷裂前，較多的晶粒發(fā)生了較大的塑性變形；雙態(tài)組織試樣中的斷口表面，韌窩大小不一，表明其在斷裂前發(fā)生了不均勻的塑性變形；魏氏組織試樣斷口中出現(xiàn)多個高低不同的解理面，其周圍分布著變形較大的的韌窩和剪切面。

從試樣的斷口形貌分析表明了在低溫高應(yīng)變速率的服役條件下中，等軸組織具有較好的塑性，雙態(tài)組織塑性較差，魏氏組織的塑性最差。魏氏組織試樣在低溫變形過程中經(jīng)歷了明顯的解理斷裂過程。解理斷裂作為一種在正應(yīng)力條件下發(fā)生的穿晶斷裂行為，其通常在塑性變形難以繼續(xù)進行時由于局部應(yīng)力集中現(xiàn)象導致晶粒沿解理面進行分離，致使微裂紋迅速擴展，從而樣品斷裂失效。對bcc和hcp結(jié)構(gòu)金屬而言，其在低溫條件下往往由于位錯滑移驅(qū)動力較高且應(yīng)力集中得不到有效緩解時產(chǎn)生解理斷裂[18-20]，魏氏組織由于其晶粒粗大且片層組織變形協(xié)調(diào)能力較差，容易產(chǎn)生解理現(xiàn)象。

3 結(jié)論

本文對等軸組織、雙態(tài)組織和魏氏組織Ti6321鈦合金在不同溫度壓縮載荷作用下的變形和斷裂行為進行研究。得出以下主要結(jié)論：

1)隨著加載溫度的降低，3種組織試樣的流變應(yīng)力增加，應(yīng)變減小。其中等軸組織的應(yīng)變下降較小，等軸組織在低溫下具有較好的強塑性匹配，在低溫下應(yīng)用具有廣闊的前景。

圖5 Ti6321 鈦合金低溫壓縮斷口的微觀形貌Fig.5 Micro morphologies of low-temperature compression fracture of Ti6321 titanium alloys

2)等軸和雙態(tài)組織在壓縮后出現(xiàn)剪切帶和流變帶，魏氏組織在同樣應(yīng)變速率加載后，剪切帶內(nèi)部已經(jīng)出現(xiàn)裂紋，裂紋穿晶擴展。

3)斷裂機制研究表明等軸組織和雙態(tài)組織表現(xiàn)出典型的韌性斷裂特征；魏氏組織斷口出現(xiàn)高低不平的解理面，表現(xiàn)出明顯的脆性斷裂傾向。