动态加载时β 钛合金马氏体相变研究①

钟艳梅， 汪冰峰，， 丁 旭， 张晓泳， 樊 凯， 冯抗屯， 谢 静， 王海鹏， 雷家峰

(1.中南大学 材料科学与工程学院,湖南 长沙410083； 2.中南大学 粉末冶金国家重点实验室,湖南 长沙410083； 3.湖南金天钛业科技有限公司,湖南 常德413000；4.中航飞机起落架有限公司,湖南长沙410083；5.中国第二重型机械集团德阳万航模锻有限责任公司,四川 德阳618000；6.西安三角防务股份有限公司,陕西 西安710089； 7.中国科学院金属研究所,辽宁 沈阳110016)

β 钛合金具有较高的比强度、比刚度和良好的耐腐蚀性,满足轻量化、长寿命、高可靠性的设计要求［1-3］,从而被广泛应用于航空航天领域［4-6］。 β 钛合金性能和使用寿命的进一步提高一直是材料科学家追求的目标,但是目前的研究主要集中于β 钛合金在准静态条件下响应［7-8］。 然而,β 钛合金作为一种大型结构构件,不仅要承受准静态载荷,而且在许多情况下也要承受动态载荷,如飞机起落架［9-10］。 在动态载荷下,高应变速率冲击对结构件的寿命和性能有着至关重要的影响。 因此,有必要对β 钛合金的动态力学行为和微观组织进行研究。 本文研究了Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe β 钛合金在动态载荷下的力学响应,并讨论了应变速率对动态加载时Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe β 钛合金马氏体相变的影响。

1 实验材料与方法

实验原材料为金天钛业生产的锻造状态的Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe 钛合金,其化学成分见表1。 将原材料在920 ℃下保温2 h 后用水淬火,得到Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe β 钛合金。 处理后材料的微观结构如图1 所示,Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe β 钛合金只含有单一β 相,β 晶粒平均尺寸约为600 μm。

表1 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe 钛合金化学成分（质量分数）/%

图1 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe β 钛合金的原始微观组织

将固溶处理后的Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe β 钛合金制成尺寸为Φ 6 mm × 7.2 mm 的圆柱形试件,并采用分离式霍普金森压杆(SHPB)进行高应变速率冲击压缩试验。 SHPB 的压杆材料为优质合金钢,其弹性模量为200 GPa,直径14.5 mm,密度7 800 kg/m3。 表2 列出了所有试样的动态变形条件。 1＃～4＃样品不加控制环进行冲击变形,通过对真应力应变曲线进行积分计算出每个样品的冲击能。 为了研究应变速率对显微组织的影响,对5＃和6＃样品采用控制环来获得与4＃样品相同的真应变,应变值为0.108。 圆柱形样品在动态加载变形过程中的真应力、应变速率、真应变可通过入射信号、透射信号计算得出。

表2 样品的动态加载条件

将动态变形后的试样沿轴向切割,用金相砂纸打磨、抛光样品表面后,采用5 mL HF＋10 mL HNO3＋85 mL H2O 溶液进行侵蚀,随后在POLYVAR-MET 光学显微镜(Inspiratech 2000 Ltd,英国)下观察显微组织。 用金相砂纸打磨样品后,采用5 mL HClO3＋95 mL C2H5O溶液对样品进行电解抛光,随后在EVOMA10 扫描电子显微镜(ZEISS,德国)上观察,工作电压为20 kV。EBSD 的数据采用Orientation Imaging Mcroscopy TSL 软件(EDAX Inc,美国)进行分析。 沿动载方向将试样切成0.3 mm 厚的薄片,用50 mL HClO3＋350 mL C4H10O ＋600 mL CH4O 溶液对切片进行电解双喷,然后在TECNAI G2 20ST 透射电子显微镜(FEI,荷兰)上观察,工作电压为200 kV。

2 实验结果

2.1 β 钛合金的动态响应

图2 描述了Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe β 钛合金动态变形过程中的动态力学响应。 5＃和6＃样品由于在动态试验过程中增加了止动环而无法给出其真应力-应变曲线。 由图2 可知,β 钛合金的冲击能随着应变速率增加而逐渐增加；β 钛合金的屈服强度随应变速率和冲击能增加而增加,当应变速率为1 600 s-1时,屈服强度可达1 250 MPa。

2.2 β 钛合金动态加载后的微观组织

图3、图4 分别为不同动态冲击能、不同应变速率下的Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe β 钛合金的光学显微照片。 由图3 可以看出,在原始的β 晶粒中出现了大量的平行或交错的针状组织,并且针状组织含量随着冲击能量增加而增加。 图4 中3 个样品的真实应变值是相同的,但应变速率不同,可以看出,针状组织的含量随应变速率提高而增加。

图2 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe β 钛合金的动态响应

图3 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe β 钛合金在不同冲击能条件下的光学显微图片

图5 为Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe β 钛合金动态加载后的微观组织。

从图5(a)可以看到,平行的板条状马氏体从晶界处开始向晶粒内部生长,将原始粗大的β 晶粒进行分割,实现晶粒细化。 图5(b)和(c)中白色区域代表β相,黑色区域代表由动态载荷产生的马氏体相,显然,在1 600 s-1的应变速率下形成的马氏体比在1 100 s-1的应变速率下形成的马氏体更多,这与图3 和图4 中观察到的结果相同。

图4 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe β 钛合金在不同应变速率条件下的光学显微图片

图6 为变形前后β 钛合金原始组织的明场电子显微照片和衍射斑点。 β 钛合金原始组织为BCC 立方结构。 β 钛合金动态变形后β 晶粒中产生宽度约0.3 μm 的平行板条马氏体,马氏体的面积分数随着应变速率提高而增加。

图5 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe β 钛合金变形后样品的EBSD 分析

图6 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe β 钛合金变形前后的明场电子显微照片和衍射斑点

3 讨 论

以上实验结果表明,动态变形后的Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe β 钛合金中会出现大量平行的板条状马氏体。 对图3 和图4 的金相照片进行数字化处理,统计给定面积内的马氏体相的占比,得到冲击能、应变速率与马氏体含量关系曲线见图7。 由图7 可以看出,马氏体含量随着冲击能和应变速率增加而增加。 图8 显示出了马氏体含量对Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe β 钛合金的动态屈服强度的影响。 由图8 可知,随着应变速率增加,马氏体含量增加,从而提高了β 钛合金强度。 因此,在动态冲击下,应变速率对Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe β 钛合金的马氏体相变起重要作用。

图7 马氏体含量与应变速率和冲击能量的关系

图8 马氏体含量对β 钛合金屈服强度的影响

文献［11］指出应变速率对马氏体相变的影响是非单调的,而是2 个因素的结合:热效应和正效应,可以表示如下:

式中εα和?ε 分别为真实应变和应变速率； α 和T 分别为材料常数和绝对温度；fβ为瞬时保留的基体的体积分数；s(?ε)和t(T,?ε)分别为应变速率对马氏体相变的正效应和热效应。 钛合金的导热系数很小,几乎所有的热效应都是由试样中存储的冲击能引起的。 当应变速率的增加使系统达到绝热状态时,热效应几乎保持恒定,由应变速率引起的温度升高几乎不会增加,即t(T,?ε)不再增加。 与此同时,根据公式(3)［12］可知,应变速率增加会使Zener-Hollomon 参数也增加,马氏体相变吉布斯自由能不断减小,马氏体形核点数量增加,从而促进马氏体的产生。 这是应变速率引起的正效应起作用。 因此,在高应变速率变形过程中,应变速率引起的正效应在马氏体相变中起主导作用,马氏体含量随应变速率增加而增加。

式中Q 为热激活能；R 为气体常数；T 为绝对温度。

Aksakal［13］和Davies［14］等人在双相钢的研究中,发现马氏体的体积分数是控制双相钢强度和延性的主要因素。 这主要是由于:①马氏体相本身是高强度相；②马氏体的产生对位错滑移有钉扎作用,从而提高了屈服强度。 所以在动态变形过程中,随着马氏体含量增加,钛合金屈服强度会随之增加。

4 结 论

1) Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe β 钛合金的屈服强度随应变速率和冲击能增加而增加,应变速率为1 600 s-1时β 钛合金屈服强度可达到1 250 MPa。

2) Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe β 钛合金在动态冲击下发生马氏体相变,冲击诱发的马氏体面积分数随应变速率和冲击能增加而增加。

3) 在高应变速率变形过程中,应变速率引起的正效应在马氏体相变中起主导作用,应变速率增加会使Zener-Hollomon 参数增加,马氏体相变吉布斯自由能不断减小,马氏体形核点数量增加,从而促进马氏体的产生。