高温高应变率加载下Ti-5553 钛合金动态力学性能研究

徐欣，王琳，王瑞显，扈勇强，龚自正，张品亮

（1.中国空间技术研究院航天东方红卫星有限公司，北京 100094；2.北京理工大学材料学院，北京 100081；3.北京卫星环境工程研究所，北京 100094）

1 引言

近年来，人类航天活动日益频繁以及大规模星座的部署，造成空间碎片日益增多，外空环境日益恶化，对在轨航天器构成了严重威胁。目前遥感类航天器姿轨控的推进系统大量采用钛合金材料为结构支撑[1-3]，面对日益恶化的空间碎片环境，以及航天装备轻量化的需求，研发新型航天器结构钛合金支撑材料一直是众多学者研究的焦点。

新型钛合金密度小，具有较高的比强度、耐腐蚀等优良特性。面对航天装备中新型钛合金在空间恶劣服役环境下的力学行为以及微观组织演化，国内外研究人员[4-8]探究了不同组织的钛合金在高温高应变率加载下力学性能与微结构演化。本研究所用的Ti-5553(Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr) 合金是由俄罗斯VT22 合金发展而来的一种新型近β钛合金，是目前国际上新型的高强高韧钛合金，具有强度高（可达 1300MPa 以上）、韧性好（延伸率超过 6% ）[9-13]的优势特性，已经部分取代了Ti-1023钛合金，用于波音787的起落架和框架结构以及空客A380 飞机发动机吊挂接头的关键承力部位[14-18]。

空间碎片环境为高温、高速的极端环境，而目前关于Ti-5553 合金的动态性能研究主要集中于室温下高应变加载下力学特性，以及组织结构演化[19-22]，而关于其高温状态及高应变率下的力学性能的研究鲜有报道，据此现状，本文利用加热同步组装系统的霍普金森压杆对等轴组织、双态组织的Ti-5553 合金在高温、高应变率耦合加载状态下的力学特性和组织结构进行了研究。

2 实验材料和实验方法

2.1 实验材料

本文所用Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Fe 钛合金（Ti-5553）由宝钢公司提供，其相变点为841℃。对Ti-5553 钛合金分别进行两种工艺热处理，如表1 所示，获得两种典型的钛合金组织结构，分别编号为R1、R2，微观组织如图1 所示。R1 组织SEM 照片显示，在转变β 晶界上均匀分布着较多的等轴初生α 相（平均粒径为2μm），且初生等轴α 相占比超过50%，β 转变组织中，少量的次生α 片层在β 基体中析出，片层宽度约为0.2μm，定义R1 为等轴组织。R2 组织的SEM图1(b)显示，与R1 组织相比，β 基体晶界上等轴初生α 相含量较少（平均粒径为3μm），占比低于50%，且形状规则，多为椭圆状，分布在β 基体上。次生α 相在β 转变组织内大量充分析出，片层宽度约为0.4μm，定义R2 为双态组织。

图1 热处理后R1与R2的SEM微观组织照片(a)R1组织；(b)R2组织Fig. 1 Images of R1 and R2 SEM microstructures after heat treatment(a) R1 microstructure; (b) R2 microstructure

表1 Ti-5553合金的热处理方法Table 1 Heat treatment procedure of Ti-5553 alloy

2.2 试验方法

高温动态压缩试验采用西北工业大学研制的高温霍普金森系统[23、24]，原理示意如图2 所示。试样为φ4mm×4mm 的圆柱。将高温动态加载后的试样回收、打磨、抛光、腐蚀（2%Hf+6%HNO3+92%H2O），制备成标准金相样品，采用扫描电镜（SEM）观察材料动态压缩后的组织特征。

图2 高温霍普金森杆系统Fig. 2 High temperature Hopkinson Bar with synchro assembly system

3 结果与讨论

3.1 高温动态力学行为

图3 中的 (a) 、(b)、(c) 分别是 Ti-5553 钛合金等轴组织（R1）及双态组织（R2）在 200℃、400℃、600℃及应变率1200s-1、2500s-1下的应力-应变曲线。由图3 可看出，在103s-1应变率下，2种组织具有明显的弹性阶段，变形初期，应力随着应变量的增加而迅速增加，表现出应变硬化效应。过了弹性阶段，应力值均有一定程度的下降，由于应变硬化效应减弱，造成曲线屈服阶段应变率强化效应突出。在103s-1高应变率下，R1材料动态加载下流变应力在1400MPa 左右，R2材料动态加载下流变应力在1600MPa 左右。两种材料均随着应变率的增加，流变应力增加。这是因为随着应变的增加，高应变率下产生绝热升温，此时应变强化效应随温度升高减弱，应变率强化效应起主导作用，此阶段材料内部产生了大量位错，位错不仅容易塞积，同时也相互间作用，从而使材料在屈服阶段随着应变率的增加，而应力升高。

图3 同一温度不同应变率下Ti-5553合金真应力-应变曲线Fig. 3 True stress-strain curves of Ti-5553 alloy under the same temperatures and different strain rates loading conditions

图4 展示了Ti-5553钛合金2 种组织同一应变率下不同温度的真应力-应变曲线，可以看出在103s-1应变率下，2 种组织随着试验温度的升高，流变应力均呈下降趋势，R1 组织从1400MPa 左右下降到900MPa 左右，R2 组织从1600MPa 左右下降到1100MPa左右。从表2可以看出，R1组织在高应变率下（2500s-1）应变值（均值0.34）大于R2的应变值（均值0.27），而在1200s-1应变率下，R1组织应变值（均值0.155）与R2的应变值（均值0.151）量级相当，说明在2500s-1应变率下，R1塑性变形能力较优。

图4 同一应变率下不同温度钛合金的真应力-应变曲线Fig. 4 True stress-true strain curves of Ti-5553 alloy under different temperatures and same strain rate

表2 真应力-应变曲线屈服阶段应变值Table 2 Strain value at yield stage

从图4 还可以看出，Ti-5553 钛合金的两种组织在屈服阶段的应变不同于其他钛合金高温力学行为[6]，没有随温度升高而增加，其应变随温度的变化不明显。对于2 种组织在高温下的动态变形过程中应力随温升下降，而应变没有明显变化的原因，考虑以下三方面原因：一是材料温度的升高造成金属键部分断裂，再者当应变率高于2s-1时[17]，高应变率会使材料局部形成绝热升温而产生热软化，进而强度降低；二是材料温度的升高提高了位错的热激活能，从而使位错可动的数量更多，更容易滑移，宏观表现出材料强度降低[17]；三是Ti-5553 合金是一种亚稳状态，容易在高应变率下发生冲击相变[2]， Ti-5553 钛合金的2 种组织在高应率下应力诱发产生马氏体 α″相[3]，马氏体相会引起材料的低屈服，塑性差。

3.2 材料温度敏感性

图5 为 Ti-5553 钛合金2 种组织在高温动态压缩下应力（弹性阶段90%）随温度的变化曲线。可看出，在同一温度、同一应变率下，R2（双态组织）组织的应力高于R1（等轴组织）组织。在200～400℃之间，R2 组织在2500s-1加载下应力下降的幅度较大，下降幅度达到了300MPa 左右，但在400～600℃，R1 组织在2500s-1加载下应力下降幅度较大，下降幅度达到了250MPa左右。

图5 流变应力-温度变化曲线Fig. 5 True stress-temperature curves of Ti-5553 alloy

为了进一步比较 Ti-5553 钛合金 2 种组织在高应变率动态变形时流变应力对温度的依赖性，文献[25]的研究方法利用温度敏感性因子表征应力的温度敏感性［25］，其定义为：

式中：T0为参考温度(25℃) ，T1为试验温度，0σ为参考温度下的流变应力，1σ为试验温度下的流变应力。

图6 给出了Ti-5553钛合金2种组织在1200s-1下的温度敏感因子。可以看出，高应变率1200s-1下：200℃时，R2组织的温度敏感性高于R1组织；400℃、600℃时，R1组织的温度敏感性高于R2组织。根据文献[6]的研究，这可能是由于R1(等轴组织)较R2（双态组织）初生α相较多，当温度低于200℃时，高应变率(1200s-1)造成的绝热温升的能量不足以克服晶粒中位错移动的障碍势垒，材料塑性变形困难，因此等轴组织在此温度范围内显示了较小的温度敏感性；当温度高于 200℃，此时高应变率造成的绝热温升和环境温度升高带来的能量足以克服晶粒中位错移动的障碍势垒，且可动位错密度也相应提高，此时晶界较多的等轴组织方便不同取向的可动位错进行运动，材料塑性变形更加容易，因此等轴组织在此温度区间显示了较大的温度敏感性。

图6 2种组织温度敏感性随温度的变化曲线(ε = 0.1)Fig. 6 Temperature sensitivity curve with temperature(ε = 0.1)

3.3 材料的应变率敏感性

根据文献[25]-[28]的研究方法，图7 给出了不同温度下流变应力随应变率增加的变化规律。由图7 可知，材料在各个温度下流变应力随应变率的增加而增加。组织在200℃时1200s-1的流变应力明显高于600℃时2500s-1的流变应力，这说明该Ti-5553 合金应变率效应相对于温度效应较弱。为了定量描述材料的流变应力对应变率的依懒性，将双对数坐标下应力-应变率曲线定义为应变率敏感因子m：

图7 不同温度下流变应力随应变率变化（ε=0.1）(a)R1等轴组织； (b)R2双态组织Fig. 7 Flow stress develops with strain rate with ε=0.1

式中：m的取值与应变大小有关。表3 为根据公式（2）计算出的R1与R2在不同温度下的应变率敏感因子。可以看出， R1组织的应变率敏感因子在200～400℃间差值为0.049，比400～600℃间敏感因子差值0.03大，R2组织也表现出同样的规律，说明了R1 与R2 组织在较低低温下变形时对应变率敏感。

表3 不同温度下的应变率敏感因子（ε=0.1）Table 3 Strain rate sensitivity under different temperatures（ε=0.1）

3.4 材料的绝热剪切敏感性

绝热剪切敏感性可以定性表征钛合金材料抵抗绝热剪切的能力，以往的研究者对此提出了各种准则与判据，目前还没有统一的标准。有研究者用试样发生剪切失效之前所吸收的能量来表征其绝热敏感性[29]，试样所能吸收的能量越高，其绝热敏感性越低。结合图5的应力-应变曲线，用公式（3）

计算R1 与R2 在相同应变率（2500s-1）加载下不同温度发生剪切失效前所吸收的能量，即塑性变形吸收功来表征绝热剪切的敏感性。结果如表4 所示。从表4 可以看出，在200℃时，R1 组织的塑性吸收功为492MJ/m3，大于R2 组织的塑性吸收功378MJ/m3，表现出较低的绝热敏感性；但高于200℃时，R1 组织的塑性吸收功均小于R2 组织，表现出较高的绝热敏感性。

表4 R1与R2在应变率（2500s-1）下的塑性变形吸收功Table 4 Maximum absorbed energy of Ti-5553

3.5 加载后组织微观分析

绝热剪切破坏是一种特殊的热-力学效应耦合的破坏形式，其主要特征是形成剪切变形高度集中的窄带，即绝热剪切带。通过SEM 观察发现，在2500s-1高应变率下，Ti-5553 钛合金的2种组织在400℃、600℃均出现了绝热剪切现象，微观组织如图8、图9 所示。在400℃时，Ti-5553 钛合金2 种组织的绝热剪切带末端均出现了细小的裂纹，靠近剪切带的α相沿着剪切方向被拉长细化。这是由于靠近剪切带的α相受到较大的剪切应力作用，从而沿着剪切方向发生了严重的剪切变形。

图8 400℃绝热剪切现象Fig. 8 ASB at 400℃

图9 600℃的绝热剪切现象Fig. 9 ASB at 600℃

在400℃、600℃时，相比于原始组织图1所示，R1 组织中针状的次生α 相和残余的β 相碎化程度较高，且初生α 相晶粒进一步细小，晶界增多，提高了材料的塑性变形能力，即在高温高应变率下，R1 组织的塑性能力优于R2组织。

4 结论

（1）在高温高应变率加载条件下，Ti-5553钛合金双态与等轴组织随着温度的升高流变应力下降，而应变变化不明显，2 种组织均在高温高应变率下发生了绝热剪切破坏，表现出相似的力学行为。

（2）环境温度低于200℃时，在高应变率下（2500s-1），R1 组织含有较多的初生α 相，具有较好变形能力和较高的单位体积吸收功，以及更好抵抗抗绝热剪切破坏的能力；环境温度高于200℃时，高应变率下R1 组织中针状的次生α 相和残余的β 相碎化程度较高，且初生α 相粒进一步细小，晶界增多，叠加冲击诱发 α″相，造成流变应力下降幅度大，是其单位体积吸收功降低，抵抗抗绝热剪切破坏的能力下降的重要原因。