陳偉1,章環1,牟娟,1,朱正旺2,張海峰2,王沿東1

Ti及鈦合金具有比強度高、耐蝕性及耐熱性好、沖擊韌性好等優點,被譽為鋼鐵、鋁材之后處于發展中的“第三金屬”和“戰略金屬”,廣泛應用于航空航天、海洋、汽車、國防等領域[1~4]。Ti-6Al-4V (TC4)合金具有綜合性能好和制造成本低等優點,因此在航空工業領域中的應用最為廣泛[5~7]。合金的服役環境決定了其承受載荷的種類。TC4合金在航空航天中的應用,主要受到準靜態載荷的作用,相關組織結構和性能的關系已得到了非常廣泛的研究和關注[8,9]。但是,在國防軍事領域,TC4合金作為裝甲材料主要受到高應變率載荷的作用。與準靜態加載相比,在高應變率載荷下,TC4合金由于受到瞬時高過載的作用,容易形成剪切局域化而產生熱塑性失穩,從而出現絕熱剪切現象(絕熱剪切現象是指在局域化剪切變形過程中,積累在材料內部的熱量在短時間內來不及散失,使整個變形過程可以看作絕熱狀態的一種現象[10,11]。在絕熱剪切變形過程中材料內部會伴隨著一個剪切變形高度局域化的窄帶區(絕熱剪切帶)形成)[10],導致材料的承載能力快速下降[10~12]。絕熱剪切被認為是材料斷裂失效的前兆[13,14],因此前期人們對TC4合金中的絕熱剪切現象做了大量研究。Peirs等[15]在對近α態TC4合金的強迫剪切實驗中,觀察到了剪切帶的演變和裂紋的形成,表明微裂紋和微孔隙在剪切帶內的起始位置不同。Lee等[16]通過對不同片層間距的TC4合金魏氏組織進行動態扭轉實驗,結果表明,剪切帶寬度隨片層寬度的增大而減小。Zheng等[17]通過對TC4合金的動態壓縮實驗,發現雙態組織β轉變區中片層α相片層越寬,組織的絕熱剪切敏感性越低。

以上工作多是針對某一組織結構狀態TC4合金的絕熱剪切現象開展的研究,而對于不同組織狀態TC4合金的絕熱剪切現象的系統研究報道相對較少。因此,本工作通過不同的熱處理制度獲得了等軸、片層和雙態3種微觀組織特征的TC4合金,并進一步采用分離式Hopkinson壓桿進行不同剪切應變速率下的強迫剪切實驗,系統分析了組織特征和剪切應變速率對TC4合金動態力學性能和絕熱剪切敏感性的影響,以期為TC4合金的工程應用提供指導。

1實驗方法

實驗采用12 mm 厚的TC4鈦合金板,其化學成分(質量分數,%)為：Al 5.5~6.8,V 3.5~4.5,Fe ≤ 0.3,C ≤ 0.1,N ≤ 0.005,H ≤ 0.015,O ≤ 0.2,Ti余量。采用不同的熱處理制度,對TC4鈦合金板進行退火處理,具體的熱處理工藝為：HT1：950℃保溫4 h、爐冷；HT2：1050℃保溫0.5 h、空冷；HT3：950℃保溫1 h、水冷 + 550℃保溫4 h、爐冷。熱處理后的合金采用電火花線切割切成帽形試樣,其尺寸如圖1所示。利用分離式Hopkinson壓桿進行強迫剪切實驗,實驗裝置及其數據采集處理系統參見文獻[18]。強迫剪切實驗過程中,在室溫下通過調節氣壓實現剪切應變速率在1.0 × 103~1.0 × 104s-1范圍內對試樣進行動態加載。采用9 kW輻射光源為單色CuKα的Smartlab X射線衍射儀(XRD)分析樣品的物相組成,掃描范圍為20°~80°,掃描速率為10°/min。采用JSM-7001F場發射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察樣品的微觀組織。掃描樣品經機械研磨拋光后,利用配比為1 mL HF + 2 mL HNO3+ 60 mL H2O的腐蝕液進行腐蝕,腐蝕時間為10 s。此外,利用金相分析軟件Image J估算兩相的體積分數。利用金相分析軟件Nano measurer 測量α相晶粒尺寸和剪切帶的寬度。

圖1

圖1帽形試樣尺寸示意圖

Fig.1Schematic of size of the hat-shaped sample (unit: mm)

絕熱剪切帶形成的難易程度可以用絕熱剪切敏感性來定量表示。本工作中采用剪切帶萌發的臨界剪切應變速率和承載時間表征不同組織TC4合金的絕熱剪切敏感性。其中根據剪切應力-應變曲線的特征可以得出剪切帶萌發的臨界剪切應變速率。當剪切應力-應變曲線出現應力平臺時,材料內部產生剪切帶,反之則無剪切帶形成。郭小汝等[19]和陳洋等[20]采用動態加載時間表征了材料的絕熱剪切敏感性。該方法根據一維應力波理論,當子彈以速率C0撞擊入射桿時,在入射桿內產生一近似的壓縮方波,方波的時間寬度(t)為[21]：

式中,L為子彈長度；C0為壓桿中縱波的傳播速率。

本工作所采用分離式Hopkinson壓桿的壓桿材質為馬氏體時效鋼；子彈長度為300 mm；壓桿中縱波速率約為5000 m/s。由式(1)計算出剪切加載時間為120 μs。若試樣在加載過程中未發生絕熱剪切破壞,屬于正常卸載,則透射脈沖寬度大約為120 μs；若試樣在加載過程中發生了絕熱剪切破壞,則透射脈沖寬度小于120 μs就出現應力塌陷。承載時間越長,表明材料的絕熱敏感性越低,反之則絕熱剪切敏感性越高[22]。

2實驗結果與分析

2.1熱處理后微觀組織分析

圖2為TC4合金原始試樣以及經過不同熱處理后3種試樣的XRD譜。從圖中可以看出,4種試樣的XRD譜均由9個尖銳的衍射峰組成。通過與標準的PDF卡片對比可知,4種試樣均由hcp結構的α相和bcc結構的β相組成。此外,可以發現α相的主峰(101)明顯高于β相主峰(110),說明4種試樣均以α相為主相。結合后續對樣品顯微組織結構特點分析(詳見圖3及相關描述),經HT1處理后得到的組織為等軸組織,經HT2處理后得到的組織為片層組織,經HT3處理后得到的組織為雙態組織。通過對比4種組織TC4合金的衍射峰發現,β相主峰強度由強到弱依次為：等軸組織、原始組織、片層組織、雙態組織,表明等軸組織TC4合金中β相含量最高。

圖2

圖2TC4合金原始試樣和經過不同熱處理后的XRD譜

Fig.2XRD spectra of TC4 alloy as-received and after different heat treatments

圖3

圖3不同組織TC4合金的SEM像

Fig.3SEM images of TC4 alloy with different microstructures (Insets show the magnified images)

(a) as-received (b) equiaxed microstructure

(c) lamellar microstructure (d) bimodal microstructure

圖3為不同組織TC4合金的SEM像。從圖中可以看出,原始試樣的顯微組織由晶粒尺寸相差較大的α相和晶間β相組成(圖3a)。經過HT1處理后,試樣的顯微組織主要由等軸狀α相和分布在α相晶間的β轉變區組成,為等軸組織(圖3b)；經過HT2處理后,試樣的顯微組織由沿不同取向排列的片層狀或針狀α相以及分布在α相內部和晶界處的β相組成,為片層組織(圖3c)；經過HT3處理后,試樣的顯微組織由初生等軸狀α相和β轉變區組成,其中β轉變區主要是由次生片層狀α相和少量殘余β相組成,為雙態組織(圖3d)。3種組織狀態的形成與命名與之前TC4合金的相關報道[13,23~26]一致。經金相分析軟件測量得出,原始組織中α相體積分數約為97%,平均晶粒尺寸為(11.30 ± 6.83) μm。等軸組織中α相體積分數約為85%,平均晶粒尺寸為(13.50 ± 6.10) µm,說明該組織以α相為基體,這與XRD分析結果相吻合。片層組織中片層α相平均寬度為(380.0 ± 35.7) nm。雙態組織中α相體積分數約為95%,其中初生α相晶粒平均晶粒尺寸為(11.9 ± 5.63) µm。

2.2剪切應力-應變關系

圖4為不同組織TC4合金的剪切應力-應變曲線隨剪切應變速率的變化。從圖中可以看出,3種組織TC4合金在強迫剪切變形過程中,都經歷了3個階段。具體以等軸組織TC4合金在剪切應變速率為7467 s-1時的剪切應力-應變曲線為例詳細說明(圖4d)：a~b階段,剪切應力隨應變的增加而快速增加,此階段應變硬化效應占主導；根據不穩定變形的最大應力準則[27],b點為不穩定變形的起始點和絕熱剪切帶的萌發點；b~c階段,隨著剪切應變的增加,剪切應力快速減小,此階段熱軟化效應占主導；c~d階段,剪切應力變化較小,形成了應力平臺,這是熱軟化效應產生的絕熱溫升與應變硬化效應之間相互競爭的結果。這與Wang等[28]對Ti-5Mo-5V-8Cr-3Al合金的強迫剪切變形過程的劃分相吻合。

圖4

圖4不同組織TC4合金在不同剪切應變速率下的動態剪切應力-應變曲線

Fig.4Dynamic shear stress-strain curves of TC4 alloy with different microstructures at different shear strain rates

(a) equiaxed microstructure (b) lamellar microstructure

(c) bimodal microstructure (d) the shear strain rate of equiaxed microstructure is 7467 s-1

圖5為不同組織TC4合金的抗剪切強度隨剪切應變速率變化曲線。從圖中可以看出,3種組織TC4合金的抗剪切強度均隨著剪切應變速率的增大呈現先增大后減小的趨勢。在相同的剪切應變速率下,抗剪切強度由高到低的順序始終為：雙態組織、片層組織、等軸組織。將抗剪切強度為最大值時的剪切應變速率定義為硬化-軟化轉變的臨界剪切應變速率。由圖可見,對于不同的組織,硬化-軟化轉變的臨界剪切應變速率不同。等軸組織TC4合金的硬化-軟化轉變的臨界剪切應變速率約為6300 s-1,最大抗剪切強度約為835 MPa；片層組織TC4合金的硬化-軟化轉變的臨界剪切應變速率約為5500 s-1,最大抗剪切強度約為960 MPa；雙態組織TC4合金的硬化-軟化轉變的臨界剪切應變速率約為5000 s-1,最大抗剪切強度約為1083 MPa。

圖5

圖5不同組織TC4合金的抗剪切強度隨剪切應變速率變化曲線

Fig.5Variation curves of shear strength with shear strain rate of TC4 alloy with different microstructures

綜合以上分析可得出,雙態組織TC4合金具有高的抗剪切強度,低的硬化-軟化轉變的臨界剪切應變速率。等軸組織TC4合金具有高的硬化-軟化轉變的臨界剪切應變速率,低的抗剪切強度；而片層組織TC4合金具有相對較高的抗剪切強度和硬化-軟化轉變的臨界剪切應變速率。因此在強迫剪切作用下,片層組織TC4合金表現出更優異的動態力學性能。

2.3絕熱剪切敏感性

當材料的熱軟化效應大于應變硬化和應變率硬化效應時,材料內部會形成絕熱剪切帶[29]。因此存在臨界剪切應變速率使3種組織TC4合金中萌發絕熱剪切帶。由圖4可知,對于不同的組織,絕熱剪切帶萌發的臨界剪切應變速率不同。等軸組織TC4合金的臨界剪切應變速率約為1812 s-1；片層組織TC4合金的臨界剪切應變速率約為2424 s-1；雙態組織TC4合金的臨界剪切應變速率約為1935 s-1。由此可以得出3種組織TC4合金的絕熱敏感性由低到高依次為：片層組織、雙態組織、等軸組織。Recht[30]在研究中也利用臨界應變速率表征了材料的絕熱剪切敏感性。

圖6為不同剪切應變速率下不同組織TC4合金的剪切應力-時間曲線。圖中a點由于剪切帶的萌發導致應力快速下降,為應力塌陷點,b點為剪切斷裂失效點。將a~b定義為剪切斷裂失效的承載時間,如表1所示。由圖6和表1可以看出,在同一剪切應變速率下,3種組織TC4合金的承載時間由大到小,即3種組織TC4合金的絕熱剪切敏感性由低到高依次為：片層組織、雙態組織、等軸組織。這是由于等軸組織中β相含量高,晶粒尺寸大,導致等軸組織在壓縮過程容易發生變形。這個特點增加了應變的局域化,同時也有利于剪切帶的擴展,所以等軸組織TC4合金表現出高的絕熱剪切敏感性[31]；片層組織TC4合金中片層組織縱橫交錯分布,導致絕熱剪切帶在片層組織TC4合金中擴展時,需要克服大量界面的阻礙作用,而不利于剪切帶的擴展,所以片層組織TC4合金表現出低的絕熱剪切敏感性[32]；而雙態組織是等軸組織和片層組織混合的組織,因此雙態組織TC4合金的絕熱剪切敏感性介于2者之間。此外,可以發現,同種組織在不同剪切應變速率下,承載時間隨著剪切應變速率的增加而減小。因此可以得出3種組織TC4合金的絕熱敏感性隨剪切應變速率的增加而增加。這是由于隨著剪切應變速率的增加,積累在試樣內部的熱量散失速率減慢,從而促進了試樣內部溫升,加速了絕熱剪切帶的形成[33]。

圖6

圖6不同剪切應變速率下不同組織TC4合金的剪切應力-時間曲線

Fig.6Shear stress-time curves of TC4 alloy with different microstructures at shear strain rates of 5000 s-1(a), 6000 s-1(b), 7000 s-1(c), and 8000 s-1(d)

表1不同組織TC4合金在不同剪切應變速率下的承載時間 (μs)

Table 1Bearing time of TC4 alloy with different microstructures at different shear strain rates

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2.4剪切區域的顯微結構特征

圖7為不同組織TC4合金的剪切帶寬度隨剪切應變速率變化曲線。由圖可見,隨著剪切應變速率的增大,3種組織TC4合金的剪切帶寬度逐漸減小。Wu等[34]在研究中也發現了剪切帶的寬度隨變形速率的增加而減小的變化趨勢。Ran等[35]認為隨著剪切應變速率的增大,材料的變形局域化加劇,導致絕熱剪切帶的寬度減小。此外,高剪切應變速率下,熱量向周圍基體擴散的作用時間縮短,也不利于絕熱剪切帶的寬化。當剪切應變速率相同時,3種組織TC4合金的剪切帶寬度由大到小依次為：片層組織、雙態組織、等軸組織。這是因為剪切帶在片層組織TC4合金中萌發的臨界剪切應變速率大,同時片層組織TC4合金中縱橫交錯的α相阻礙絕熱剪切帶的擴展,絕熱剪切帶繼續擴展需要獲取更多的塑性變形功。在這個過程中,大量積累的塑性變形功一部分用于絕熱剪切帶的擴展；另一部分(約90%)轉化為熱能,引起材料內部溫度升高,導致絕熱剪切帶寬化。

圖7

圖7不同組織TC4合金的絕熱剪切帶寬度變化曲線

Fig.7Variation curves of adiabatic shear band width (t) of TC4 alloy with different microstructures

圖8為不同組織TC4合金在剪切應變速率5.0 × 103~6.0 × 103s-1范圍內的絕熱剪切帶顯微組織形貌。從圖中可以觀察到,剪切帶與基體存在明顯的邊界,同時剪切帶內由于產生了應力集中,導致剪切帶內晶粒嚴重變形而碎化。這與Ran等[36]在Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金的剪切區域觀察到的現象一致。將圖8與TC4合金熱處理后的3種組織SEM像(圖3)對比發現,靠近剪切帶的α相沿著剪切方向被拉長細化。這是由于靠近剪切帶的α相受到較大的剪切應力作用,從而沿著剪切方向發生了嚴重的剪切變形。

圖8

圖8不同組織TC4合金的絕熱剪切帶形貌

Fig.8Adiabatic shear band morphologies of TC4 alloy with equiaxed (a), lamellar (b), and bimodal (c) microstructures

Dodd和Bai[37]根據剪切帶內是否有微孔,將剪切帶分為脆性剪切帶(無微孔)和韌性剪切帶(有等軸或橢圓孔)。值得注意的是,在本工作中的3種組織TC4合金的剪切帶中均未觀察到微孔,表明在高剪切應變速率下,3種組織TC4合金中形成的剪切帶均為脆性剪切帶。這與Xue等[38]以及Lee等[39]的研究結果不同,他們在TC4合金的剪切帶中發現了微孔和微裂紋。但與Ran等[35]在Ti-55511合金中觀察到的剪切帶相一致。這可能與組織中α相和β相的含量有關。

2.5絕熱剪切斷裂機理

圖9為不同組織TC4合金在剪切應變速率為5.0 × 103~6.0 ×103s-1的裂紋形貌。可以看出,3種組織TC4合金的裂紋都分布在剪切帶和基體的分界面上,并沿著剪切方向進行擴展。因此可以得出TC4合金的剪切斷裂經歷了微裂紋的形核、長大、聚合成宏觀裂紋和裂紋擴展[40],如圖10所示。首先在強剪切區域形成絕熱剪切帶(圖10a)。其次是微裂紋的形核(圖10b),由于剪切帶與基體組織性能差異大,導致基體與剪切帶的連接不穩定,因此微裂紋優先在剪切帶與基體的分界面上形核。然后是宏觀裂紋的形成(圖10c),隨著變形的加劇,材料內部的變形功增大,從而促進微裂紋的長大,同時相鄰的微裂紋合并成宏觀裂紋。嚴重的塑性變形會引起剪切帶內以及剪切帶和基體分界面發生位錯塞積,形成位錯胞,阻礙裂紋的擴展(圖10d)。此時,裂紋改變方向繼續擴展(圖10e),如此循環下去,直到上下2條裂紋相聚,使材料發生斷裂失效(圖10f)。

圖9

圖9不同組織TC4合金的裂紋形貌

Fig.9Crack morphologies of TC4 alloy with equiaxed (a), lamellar (b), and bimodal (c) microstructures

圖10

圖10TC4合金的斷裂過程示意圖

Fig.10Schematics of fracture process of TC4 alloy

(a) adiabatic shear band formation (b) microcrack formation (c) macrocrack formation

(d) macrocrack steering (e) the crack continues to grow (f) two cracks converge

3結論

(1) 強迫剪切實驗結果表明,隨著剪切應變速率的增加,3種組織TC4合金的抗剪切強度均表現為先升高后降低的趨勢,硬化-軟化轉變的臨界剪切應變速率和最大抗剪切強度分別為：等軸組織為6300 s-1和835 MPa；片層組織為5500 s-1和960 MPa；雙態組織為5000 s-1和1083 MPa。綜合考慮,片層組織TC4合金具有優異的動態力學性能。

(2) 利用剪切帶萌發的臨界剪切應變速率和承載時間2種方法評估了3種組織TC4合金的絕熱剪切敏感性,結果表明絕熱剪切敏感性由低到高依次為：片層組織、雙態組織、等軸組織。此外,隨著剪切應變速率的增大,絕熱溫升增大,導致3種組織TC4合金的絕熱剪切敏感性均提高。

(3) 3種組織TC4合金中形成的絕熱剪切帶都為脆性剪切帶,隨著剪切應變速率的增加,3種組織TC4合金的剪切帶寬度逐漸減小。