W/Ti層狀復合材料的彎曲斷裂行為及其有限元模擬

陳 寅，楊圣堯，李寬路，謝夢雨，王 珊, ，陳 暢,

（1.合肥工業(yè)大學 材料科學與工程學院，安徽 合肥 230009；2.合肥工業(yè)大學 智能制造技術研究院，安徽 合肥 230051；3.航空結構件成形制造與裝備安徽省重點實驗室，安徽 合肥 230009；4.合肥工業(yè)大學 工業(yè)與裝備技術研究院，安徽 合肥 230009）

0 引 言

金屬鎢（W）具有高熔點（3 695 K）、良好的導熱系數(shù)（173 W/（m·K））、低熱膨脹系數(shù)和蒸汽壓、優(yōu)異的抗輻照性能和低氫同位素滯留性等優(yōu)良性能[1-2]。因此，鎢被認為是最具應用前景的核聚變反應堆中面向等離子體材料（Plasma Facing Materials，PFMs）之一[1,3-4]。然而，作為PFMs，鎢材料的脆性和低斷裂韌性是亟須解決的關鍵問題之一，受到了國內外學者的廣泛關注。研究發(fā)現(xiàn)，通過引入韌化層，如Ta、Ti、Cu等，制備出層狀復合材料是有效提高鎢材料韌性的方法[5-9]。Chen C[10]等通過放電等離子體燒結（Spark Plasma Sintering，SPS）方法制備出W/Ta層狀復合材料，發(fā)現(xiàn)增韌層鉭層可以有效提高鎢的斷后伸長率，但其抗拉強度較低。Shao Y[11]等通過真空熱壓和鍛造相結合的方法制備了W/TiNi層狀復合材料，發(fā)現(xiàn)該復合材料具有較好的抗壓強度和塑性。對于鎢基層狀復合材料而言，要獲得良好的綜合力學性能，選擇合適的中間增韌層非常重要。

金屬鈦（Ti）在室溫下表現(xiàn)出良好的可塑性，具有較高的熔點（1 668 ℃），與W之間的熱膨脹系數(shù)（Coefficient of Thermal Expansion，CTE）差異很小，并且W和Ti之間能互相擴散，起到固溶強化作用[12-14]。因此，Ti成為鎢基層狀復合材料的理想增韌層[15]。在之前的研究中，Chen C等[16]利用SPS技術制備了W/Ti層狀復合材料，發(fā)現(xiàn)該復合材料的強度要高于W/Ta層狀復合材料的。Wang S等[17]對W層和Ti層間的元素擴散行為進行了研究，并探究了元素分布對 W/Ti層狀材料微觀組織和力學性能的影響規(guī)律。但是，該復合材料的斷裂機理和韌化機制，特別是該復合材料的裂紋萌生和擴展過程還不是很清楚。

因此，本文利用三點彎曲試驗研究了W/Ti層狀復合材料的力學性能和斷裂機制。同時，利用Abaqus有限元軟件構建W/Ti層狀復合材料模型，分析了 W/Ti層狀復合材料彎曲過程中的裂紋萌生和擴展過程。

1 試驗材料及方法

試驗原材料選用商業(yè)冷軋純鎢箔（廈門虹鷺鎢鉬工業(yè)有限公司）和退火純鈦箔（陜西拓方銘金屬材料有限公司），厚度均為100 μm。利用電火花線切割機將鎢箔和鈦箔切成直徑為30 mm的圓片。將這些圓片清洗干凈后，交替堆疊放置于石墨模具中，利用SPS裝置（SINTERLAND LABOX- 350）制備了W/Ti層狀復合材料。商業(yè)純鎢的再結晶溫度通常在1 200～1 400 ℃之間[18]。因此，為了避免鎢箔產(chǎn)生再結晶脆性，連接溫度設置在900～1 400 ℃之間。連接過程中，在真空環(huán)境下對樣品施加33 MPa的載荷，加熱速率為50 ℃/min，保溫時間均為10 min，最后以50 ℃/min的降溫速度冷卻至室溫，最終得到直徑為30 mm、厚度約為2 mm的W/Ti層狀復合材料，如圖1（a）所示。

圖1 制備的W/Ti層狀復合材料樣品宏觀照片及三點彎曲樣品示意圖Fig.1 The photo of W/Ti multilayer composites and schematic diagram of the three-point bending specimens

試驗采用島津AGS-X-10 N-10 KN型萬能試驗機測試了W/Ti層狀復合材料三點彎曲力學性能，三點彎曲試樣尺寸如圖1（b）所示。采用掃描電子顯微鏡（Zeiss GeminiSEM 300）觀察了復合材料的微觀組織和彎曲斷口形貌。同時，采用配備有Oxford AZtec EBSD探頭的場發(fā)射掃描電鏡（TESCAN MIRA3 LMH SEM）對復合材料的組織進行電子背散射衍射（Electron Backscattered Diffraction，EBSD）分析。

2 結果與討論

2.1 W/Ti層狀復合材料的微觀組織

圖2為不同溫度下制備的W/Ti層狀復合材料截面的微觀組織。由于 W 的原子序數(shù)（74）高于 Ti的原子序數(shù)（22），所以在背散射電子（Back Scattered Electron，BSE）圖像中W層呈現(xiàn)亮色，Ti層呈現(xiàn)暗色的襯度，如圖 2（a）、圖 2（d）和圖 2（g）所示，并且W層與Ti層之間的界面均平直，沒有裂紋、孔隙等缺陷，界面結合良好。

進一步對界面區(qū)域觀察發(fā)現(xiàn)，當連接溫度低于1 400 ℃時，在界面處可以觀察到細條狀的深色和淺色條帶，如圖2（b）和圖2（e）所示。研究結果表明這些細條狀的深色和淺色條帶分別為 W 條帶和Ti條帶[17]。這主要是由于此狀態(tài)下的W 箔中有大量纖維狀拉長晶粒和高密度晶界，如圖2（c）和圖2（f）所示，這些晶界為Ti的擴散提供了通道，最終在靠近 W/Ti界面的這些晶界上富集偏聚了大量的Ti，導致了這些條帶狀組織的形成。甚至在離界面較遠的W層中，仍然可以觀察到有深色的Ti條紋，且這些條紋都平行于界面。這些現(xiàn)象說明在復合材料制備的過程中，Ti易于沿著纖維狀W晶粒的晶界擴散，最后在W晶界上偏聚，它們可以阻礙W晶粒的長大。當連接溫度達到1 400 ℃時，界面處的鎢條帶消失，取而代之的是平行于界面的條狀W（Ti）固溶體區(qū)域，寬度約為4 μm，呈現(xiàn)淺灰色，如圖2（h）中的箭頭處所示。此時，鎢中形成了粗大的等軸晶，如圖2（i）所示。由Ti層的EBSD分析結果可以看出，雖然在不同溫度下制備的復合材料中的Ti層形成的都是粗大的晶粒組織，但是其相組成存在差異，當連接溫度低于1 300 ℃時，Ti層可分為兩種區(qū)域：界面處形成的是一層單相區(qū)β-Ti，中間區(qū)域為雙相區(qū)α+β-Ti；當連接溫度達到1 400 ℃時，整個Ti層只由單相區(qū)β-Ti組成。由此可見，不同連接溫度下制備的復合材料的組織存在著較大的差異。

圖2 不同連接溫度下W/Ti層狀復合材料截面的BSE顯微圖像和EBSD取向分布圖像Fig.2 The BSE micrographs and EBSD orientation distribution images of the sectional areas of W/Ti multilayer composites at different bonding temperatures

2.2 W/Ti層狀復合材料的三點彎曲力學性能

由于復合材料在不同連接溫度下形成的組織不同，導致它們的彎曲性能也存在著差異。如圖3所示，隨著連接溫度的升高，復合材料的抗彎強度呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢。當連接溫度為1 100 ℃時，W層未發(fā)生再結晶，具有較高的強度。同時，Ti層具有雙相組織。此時制備的復合材料在彎曲過程中出現(xiàn)了最大的彎曲抗力（453 N），計算可得此時的抗彎強度為1 847 MPa。當連接溫度升高至1 200 ℃以上時，W層發(fā)生再結晶，強度下降。當連接溫度達到1 400 ℃時，W層為粗大的再結晶晶粒，同時，Ti層為單相β-Ti組織。此時，W層和Ti層的強度均下降，因此，1 400 ℃時連接的復合材料的抗彎強度最低，為1 136 MPa。

由圖3還可以看出，不同溫度下制備的復合材料都表現(xiàn)出了典型的“偽塑性”行為，即：彎曲曲線上出現(xiàn)了大量臺階。通常，彎曲力上升到最大值時，材料中形成裂紋，發(fā)生斷裂，此時彎曲力開始下降，但是這個彎曲力并不直接下降至零，而是降到某一個數(shù)值，這說明此時復合材料沒有發(fā)生完全破裂，還能承受一定的載荷。隨后，彎曲力又回升增大，這說明復合材料產(chǎn)生了加工硬化，這是由于Ti層的塑性變形引起的加工硬化現(xiàn)象。曲線上出現(xiàn)應力平臺，表明此時裂紋沿著W/Ti的界面擴展，界面裂紋的擴展延長了裂紋的擴展路徑，是層狀復合材料增韌的重要機制之一[19]。這表明，W/Ti層狀復合材料在彎曲斷裂過程中具有很好的抗裂紋擴展能力，做到了“裂而不斷”。

圖3 W/Ti層狀復合材料彎曲力-撓度曲線Fig.3 The bending force-displacement curves of the W/Ti multilayer composites

2.3 W/Ti層狀復合材料的彎曲斷口

圖4為W/Ti層狀復合材料的室溫彎曲裂紋擴展路徑和斷口表面形貌。由圖4（a）、圖4（c）和圖4（e）可以看出，復合材料在斷裂過程中，W層中往往會形成一個或者數(shù)個隧道裂紋，且主裂紋在擴展過程中發(fā)生了明顯的偏轉。同時，W層與Ti層之間出現(xiàn)了分層斷裂的現(xiàn)象，在分層處還可以發(fā)現(xiàn)由于Ti層良好的塑性造成的主裂紋橋接現(xiàn)象，Ti層中形成剪切帶，最終Ti層發(fā)生剪切斷裂。

由圖4（b）、圖4（d）和圖4（f）斷口的表面形貌也可以觀察到復合材料的界面開裂現(xiàn)象，并且W層和Ti層的斷口特征有著明顯區(qū)別。W層斷裂都呈現(xiàn)為脆性斷裂。當連接溫度為1 000 ℃時，W層的斷口上可以觀察到河流花樣，表明此時W層為脆性的穿晶解理斷裂；當連接溫度超過1 300 ℃后，W層的斷口基本為沿晶脆性斷裂。對于Ti層來說，當連接溫度在1 300 ℃以下時，Ti層斷口可以觀察到大量的韌窩，是典型的韌性斷口；當連接溫度達到1 300 ℃，Ti層的斷口出現(xiàn)了一些沿晶斷裂，但仍然可以觀察到部分區(qū)域中存在著韌窩。當連接溫度達到1 400 ℃時，Ti層基本為沿晶斷裂。但是，在斷口上仍然可以觀察到小而淺的韌窩。由此可見，隨著燒結溫度的升高，Ti塑性是下降的。

圖4 不同連接溫度下W/Ti層狀復合材料的裂紋擴展路徑和斷口表面形貌Fig.4 Crack propagation path and fracture morphology of W/Ti multilayer composites at different bonding temperatures

綜上分析可以發(fā)現(xiàn) W/Ti層狀復合材料的大致彎曲斷裂過程。三點彎曲過程中，由于最外層的脆性W層受到了最大的彎曲力和拉伸應變的作用，微裂紋首先在最外層的W層中形核，隨后裂紋擴展到Ti層處，此時主裂紋的擴展路徑取決于W層與Ti層之間界面的結合強度。如果界面結合強度較弱，裂紋沿著界面處偏轉并出現(xiàn)明顯的界面裂紋擴展現(xiàn)象，界面開裂后，Ti層處于平面應力狀態(tài)，促進了Ti層發(fā)生塑性變形，減弱應力集中，阻礙主裂紋繼續(xù)縱向擴展，出現(xiàn)裂紋橋接現(xiàn)象；如果界面結合強度較高，此時界面裂紋的擴展受到抑制，Ti層由于處于平面應變狀態(tài)，塑性變形受到相鄰W層的抑制，Ti層發(fā)生一定的塑性變形后會直接斷裂，從而連通相鄰W層中的隧道裂紋，導致主裂紋繼續(xù)向前擴展。

3 復合材料斷裂過程的有限元模擬

3.1 有限元損傷模型及材料參數(shù)

W/Ti層狀復合材料中W層的斷裂為脆性斷裂，所以采用ABAQUS/Explicit中的脆性開裂模型來表征W層金屬的脆性力學行為，同時為了簡化模型和還原界面開裂現(xiàn)象，復合材料模型中設置了界面層，并且也用該模型定義其力學行為[20]。Ti層的斷裂為韌性斷裂，因此，采用Mises彈塑性模型和柔性損傷模型來定義復合材料中Ti層的彈性損傷和塑性損傷行為[21]。

表1中的W層材料的參數(shù)是對原始鎢箔測試得到的；表2中的Ti層的材料參數(shù)來源于相關文獻[22]，前期研究表明該文獻中制備的 Ti-4Mo合金的微觀組織結構與本文實際制備的復合材料中的Ti層金屬十分接近；表3中顯示的是界面層的材料參數(shù)，由于界面層尺寸太小，界面層的相關參數(shù)很難測量，其剛度選擇為上下兩基體層彈性模量的平均值，并明確界面強度是高于低強度基體層的，通過調試后選擇開裂應力850 MPa，對應的應變?yōu)?.03，其余參數(shù)與脆性的W層保持一致。

表1 W層材料參數(shù)Tab.1 Material parameters for W layer

表2 Ti層材料參數(shù)Tab.2 Material parameters for Ti layer

表3 界面層材料參數(shù)Tab.3 Material parameters for interface layer

3.2 有限元模型建立

在三點彎曲試驗中，可以觀察到W/Ti層狀復合材料的力-位移曲線出現(xiàn)大量臺階，且失效形式主要表現(xiàn)為W層和Ti層的斷裂以及界面的開裂。在現(xiàn)有的研究中，類似的脆性金屬/韌性金屬層狀復合材料的彎曲模型通常采用普通的三維單元，兩種不同性質的金屬層僅依靠公用的單元節(jié)點相互聯(lián)結，從而忽略了界面層的作用。針對以上不足，試驗設計的有限元模型中引入了一定厚度的材料單元來定義界面層。

圖5所示為W/Ti層狀復合材料的有限元模型，包括壓頭、復合材料彎曲試樣和2個支撐柱。使用六面體單元對三點彎曲試件進行網(wǎng)格劃分，共21個鋪層，每層厚度為0.1 mm。此外，為節(jié)約計算時間同時確保計算精度，在模型中采用了漸進式網(wǎng)格，如圖5（c）所示，兩側到中部的網(wǎng)格尺寸從0.4 mm依次遞減至0.05 mm。將壓頭和2個支撐柱設置為剛體材料，設置壓頭邊界條件，只允許Z方向的移動，約束其他5個自由度，設置支撐柱邊界條件，約束所有自由度。壓頭的加載方式為位移方式，加載速率為0.1 mm/min。

圖5 W/Ti層狀復合材料有限元模型Fig.5 Finite element model of W/Ti multilayer composites

3.3 有限元模擬結果

為了更直觀地分析三點彎曲模擬過程，圖6和圖7分別為不同時刻下W/Ti層狀復合材料主裂紋兩側區(qū)域的變形損傷圖和應力云圖。整個模擬過程被分為200幀，主要為彈性階段、W層斷裂、界面開裂、Ti層塑性變形和斷裂。

圖6 W/Ti層狀復合材料的三點彎曲失效過程模擬結果Fig.6 The failure process of W/Ti multilayer composites

當載荷開始施加，在第22幀時可以看到最外側一層的W層受到最大應力，并在第23幀萌發(fā)了隧道裂紋；第25幀時，由于W層中不斷地形成隧道裂紋，主裂紋擴展至第一層界面層處，且該處的應力集中導致了界面脫粘行為的開始，同時可以發(fā)現(xiàn)界面層下方的Ti層發(fā)生了一定程度的塑性變形；到第35幀時，界面裂紋長度增加，同時可以觀察到下方的三層Ti的網(wǎng)格產(chǎn)生了明顯的畸變，說明了Ti層發(fā)生了明顯的塑性變形；但是，Ti層沒有發(fā)生斷裂，而是充當“橋梁”橋接了相鄰W層中的隧道裂紋。第40幀時，第一層界面處的裂紋繼續(xù)擴展，上方的W層中已經(jīng)形成了隧道裂紋，主裂紋到達第二層界面處，裂紋尖端的應力集中導致了該處界面發(fā)生開裂。第67幀時，主裂紋繼續(xù)向上擴展，第三層界面剛剛開始開裂。隨著加載的繼續(xù)進行，主裂紋繼續(xù)擴展，上方的第三層的界面裂紋長度增加，最下方的三層Ti已經(jīng)完全失穩(wěn)斷裂了。第121幀時，第一、二層界面層之間的Ti層的塑性變形程度繼續(xù)增加，上方第三層界面開裂程度增加。整體而言，W/Ti層狀復合材料的失效行為有W層金屬的斷裂、Ti層金屬的塑性變形及斷裂、界面開裂，主裂紋的擴展發(fā)生了明顯的偏轉。同時，圖 8所示為上述 Abaqus有限元模擬復合材料三點彎曲過程中所對應的力與位移曲線。由圖可見，曲線的整體趨勢與實際試驗得到的曲線基本吻合。綜上可見，本文構建的有限元模型很好地反映了實際復合材料在三點彎曲試驗過程中的斷裂過程。

圖8 模擬的W/Ti層狀復合材料的三點彎曲力與位移曲線Fig.8 Simulated three-point bending force and displacement curves of W/Ti multilayer composites

4 結 論

本文研究了 W/Ti 層狀復合材料的彎曲力學性能，通過試驗的斷口分析和Abaqus有限元模擬分析了該復合材料的斷裂過程和韌化機理，得到了如下主要結論：

（1）不同連接溫度下制備的 W/Ti層狀復合材料具有不同的組織結構，1 100 ℃制備的復合材料具有最大的抗彎強度，為1 847 MPa。

（2）不同連接溫度下制備的 W/Ti層狀復合材料都呈現(xiàn)出了“偽塑性”，展現(xiàn)了相似的斷裂行為，包括W層中的隧道裂紋、界面的開裂、主裂紋的偏轉。W層與Ti層之間界面的開裂使得Ti層處于平面應力狀態(tài)，促進了Ti層的塑性變形。因此，W/Ti層狀復合材料韌性的提高主要源于 W/Ti界面開裂和Ti層的塑性變形。

（3）利用有限元模型模擬了 W/Ti層狀復合材料的彎曲斷裂過程，該模型中的復合材料包括 W層、Ti層和界面層，并賦予了不同層的材料參數(shù)，模擬結果和試驗結果吻合。