應變速率對具有形變誘發(fā)相變的TiZr基非晶復合材料力學行為的影響

鄭佳奇,趙子彥,牟 娟

(東北大學 材料各向異性與織構教育部重點實驗室,遼寧 沈陽 110819)

非晶合金(金屬玻璃)是由高溫金屬熔體快速冷卻形成的一種亞穩(wěn)材料,具有優(yōu)異的力學性能和物理性能,如高強度、高硬度及良好的耐蝕性[1-5],但在室溫下較差的塑性限制了其工程應用[6-7].因此研究人員在非晶基體中引入第二相得到非晶復合材料.與非晶合金相比,第二相有效阻礙了非晶復合材料變形過程中單一剪切帶的快速擴展,并促進剪切帶的增殖,從而提高其塑性[8].由于這一類非晶復合材料缺乏加工硬化能力,在拉伸應力下會出現(xiàn)頸縮,也難以滿足工程材料的要求.因此研究人員將相變增塑效應與非晶合金結合[9],開發(fā)出具有馬氏體相變行為的非晶復合材料,馬氏體相變的存在使其具有一定的加工硬化能力.

在實際應用中需要考慮工程材料長期服役以及復雜的應力狀態(tài),因此應變速率是一項非常重要的指標.通過對以往的實驗研究發(fā)現(xiàn),傳統(tǒng)無機非金屬材料、傳統(tǒng)金屬材料、非晶合金以及非晶復合材料的力學性能都受到應變速率的影響[10-16].煤巖在動態(tài)壓縮狀態(tài)下隨著應變速率的增加,動態(tài)抗壓強度與彈性模量均呈線性急劇增長,破壞形態(tài)由低應變率下的軸向劈裂破壞向高應變率下的壓碎破壞過渡[10];304不銹鋼在室溫單向拉伸狀態(tài)下,隨著應變速率的增加,其屈服強度增大,塑性應變大幅降低[11];TB17鈦合金在準靜態(tài)和動態(tài)壓縮下,抗壓強度隨應變速率的增加呈遞增趨勢[12];對于非晶合金Zr52.5Cu17.9Ni14.6Al10Ti5(Vit 105),由于自由體積的軟化以及應變硬化的原因,其屈服強度在準靜態(tài)壓縮下對應變速率的變化不敏感[13];非晶合金Zr63Cu12Ni12Al10Nb3在大范圍應變速率下壓縮,相比于準靜態(tài)壓縮,動態(tài)下其屈服強度、斷裂強度及塑性應變都呈現(xiàn)明顯的負相關性[14];對于Ti47Zr19Be15V12Cu7非晶復合材料,應變速率自準靜態(tài)增加至動態(tài)下,屈服強度增加,但塑性應變大幅降低,甚至表現(xiàn)為脆性斷裂[15];對于通過B2-CuZr相增強的具有加工硬化行為的Zr46.5Cu47Al6Co0.5非晶復合材料,在準靜態(tài)壓縮下,由于形變誘發(fā)馬氏體相變行為的發(fā)生及多重剪切帶的形成,導致其力學性能呈現(xiàn)明顯的正應變速率敏感性[16].然而,目前對于具有形變誘發(fā)相變特點的BCC枝晶相非晶復合材料,在準靜態(tài)條件下不同應變速率之間力學性能的差異鮮有報道.由于具有形變誘發(fā)相變的非晶復合材料中具有非晶相、晶態(tài)相,且晶態(tài)相在加載過程中伴隨馬氏體相變,因此應變速率對其力學性能的影響是非常復雜的.本文對Ti45.7Zr33Ni3Cu5.8Be12.5在不同準靜態(tài)應變速率下進行壓縮實驗,并對其顯微結構及力學性能進行分析,探究應變速率對其力學性能的影響.

1 材料與方法

根據(jù)Ti45.7Zr33Ni3Cu5.8Be12.5(ZT-M)合金名義成分按其原子比進行配料,各組元金屬質量分數(shù)均大于99.9%.然后在高純氬氣保護下采用高真空非自耗電弧爐進行熔煉,每個合金錠重量約80 g,且需至少熔煉4次,以保證合金錠化學成分均勻.通過銅模噴鑄工藝制備直徑8 mm、長度60 mm的棒狀試樣,并采用高精密劃片切割機(MTISYJ-400)切割棒狀試樣,制備2 mm×2 mm×4 mm尺寸的壓縮試樣進行力學性能測試.試樣兩端需用砂紙打磨,以保證兩端受力面與加載方向垂直.對用于微觀組織分析的試樣,需將側面進行機械拋光.力學性能可通過電子萬能試驗機(INSTRON 5582)獲得,應變速率范圍取10-1～102ks-1.變形后的試樣在表征前需至少5 min超聲清洗,以清除拋光表面污垢.相組成及微觀形貌通過X射線衍射儀(XRD:rigaku smartlab)和場發(fā)射掃描電鏡(FE-SEM:JSM-7001F)進行表征.

2 結果與分析

2.1 試樣鑄態(tài)顯微組織及結構

圖1為ZT-M鑄態(tài)合金試樣XRD衍射圖譜,可以明顯觀察到在非晶漫散射峰上分布著4個尖銳的晶態(tài)相衍射峰,表明合金是由非晶相和晶態(tài)相組成的.對比PDF卡片可知,晶態(tài)相是具有體心立方結構的β相固溶體[17],根據(jù)Bragg公式計算可得到晶態(tài)相晶格常數(shù)約為0.338 nm,介于Ti和Zr元素的晶格常數(shù)之間[18],故晶態(tài)相為β-Ti(Zr)[19].圖2為ZT-M合金鑄態(tài)試樣掃描電鏡背散射照片,從圖2可以觀察到深灰色的樹枝狀晶態(tài)相均勻分布在淺灰色的非晶基體上,從而形成一個連續(xù)的網(wǎng)狀結構[20],這為其可承擔較大的塑性變形能力提供了結構基礎,經(jīng)過計算晶態(tài)相體積分數(shù)約為50%,枝晶尺寸約為40～50 μm,枝晶臂寬度約為1～5 μm.

圖1 ZT-M鑄態(tài)合金XRD衍射圖譜Fig.1 The as-cast XRD pattern of the ZT-M composite

圖2 ZT-M鑄態(tài)組織掃描電鏡背散射照片F(xiàn)ig.2 The as-cast SEM image of the ZT-M composite

2.2 試樣變形后力學性能分析

圖3(a)為不同應變速率下的壓縮應力-應變曲線,從曲線中可以觀察到試樣在變形過程中存在明顯的彈性變形階段、屈服階段以及隨后的塑性變形階段,其力學性能隨著應變速率的變化受到了顯著的影響.圖3(b)和圖3(c)為斷裂強度、屈服強度以及塑性變形量隨應變速率的變化趨勢.由圖3(b)可知,隨著應變速率的增加,屈服強度從1.538 GPa增加到1.585 GPa.同時ZT-M也表現(xiàn)出較高的斷裂強度,隨著應變速率的增加呈現(xiàn)先增加再降低的趨勢.圖3(c)塑形變形量隨著應變速率的變化趨勢與斷裂強度相似,在應變速率101ks-1時表現(xiàn)出最佳的塑性應變,約為7.6%.

圖3 不同應變速率下力學性能Fig.3 Mechanical behavior under different strain rates

2.3 變形后微觀組織結構分析

圖4為在不同應變速率下斷裂后ZT-M合金XRD衍射圖譜,可以觀察到在β相(110)晶面主峰兩側檢測到新的衍射峰,經(jīng)過分析可知其是具有正交結構的α″相[21],說明試樣變形后發(fā)生了馬氏體相變.與鑄態(tài)組織相比,可以發(fā)現(xiàn)伴隨α″相的生成,β相(200)晶面衍射峰強度明顯降低,這與之前的研究α″馬氏體相和β母相存在晶體學位向關系{100}α″∥{001}β相吻合[22].另外,在XRD衍射圖譜局部放大圖可以觀察到在101ks-1應變速率下(020)晶面馬氏體相變衍射峰強度較高,說明在此應變速率下形成更多數(shù)量的馬氏體,馬氏體相變轉變率更高.

圖4 試樣斷后XRD衍射圖譜Fig.4 The XRD pattern after sample fracture

圖5為不同應變速率下試樣斷后側面微觀形貌,由于此時試樣經(jīng)歷了最大程度的塑性變形,因此可以觀察到較多數(shù)量的多重剪切帶.剪切帶擴展方向與加載方向約成45°角,即平行于最大切應力方向.圖5(c)為101ks-1應變速率下SEM,可以觀察到剪切帶數(shù)量更加密集,同時分布更加均勻,剪切帶長度相比較其他應變速率也更短.值得注意的是,從圖5(c)區(qū)域1中可以觀察到多重剪切帶擴展并與發(fā)生相變的晶態(tài)相相遇,但是剪切帶并沒有穿過晶態(tài)相,這說明晶態(tài)相發(fā)生馬氏體相變后會提高其剪切模量,可以有效地阻礙剪切帶的快速擴展,因此提高了非晶復合材料的塑性變形能力.在區(qū)域2中可以觀察到剪切帶的交互作用,剪切帶相遇并改變其原有的擴展方向.

圖5 不同應變速率斷裂后試樣側面SEMFig.5 SEM of the side surface of the specimen after fracture at different strain rates

研究表明[23],剪切帶優(yōu)先在晶態(tài)相和非晶相界面處萌生,當變形超過彈性極限時,較軟的β相首先發(fā)生屈服,β相將應力集中轉移到臨近的非晶相中,由此兩相之間的耦合作用為剪切局域化行為提供了驅動力,從而促進剪切帶在兩相間特定的微觀部位形核及萌生.需要說明的是,TiZr基非晶復合材料中應力誘發(fā)馬氏體相變的臨界應力小于屈服強度[22-23],即在屈服變形之前的彈性階段就已經(jīng)發(fā)生了馬氏體相變,大約為785 MPa[22].對于塑性變形能力而言,具有形變誘發(fā)相變行為的復合材料與非晶合金相比會表現(xiàn)出完全不同的規(guī)律.Ma等[24]在對Ti40Zr25Ni8Cu9Be18非晶合金的研究中發(fā)現(xiàn),在10-1～101ks-1應變速率范圍內隨著應變速率的增加,其壓縮塑性呈明顯的負相關性.然而對于本實驗材料,其塑性變化則呈現(xiàn)不同的趨勢,這主要是因為晶態(tài)相的存在以及晶態(tài)相內發(fā)生了馬氏體相變,相變會使應力從晶態(tài)相轉移到非晶基體中,應力轉移使相變枝晶周圍的非晶受到較大的應力集中,當達到剪切帶形成的臨界應力時,剪切帶會從界面處沿著某些有利的方向開始萌發(fā)[22],即為剪切帶提供了有效的形核位置,促進多重剪切帶的萌生.同時馬氏體相變還能吸收彈性應變能,可以有效地阻礙剪切帶的擴展,因此可以提高其塑性變形能力.馬氏體相變效應隨應變速率的增加呈正相關性[25],這樣導致其與非晶合金的塑性負相關性存在著競爭關系,在二者之間耦合作用下導致塑性變形量在處于中間數(shù)量級的應變速率下出現(xiàn)極值點.

圖6為不同應變速率下試樣斷口微觀形貌,通過圖6可以觀察到大量的融滴區(qū)以及非晶基體在晶態(tài)相上的涂覆現(xiàn)象,這與非晶基體絕熱剪切行為密切相關[9].材料在發(fā)生變形時會儲存大量的彈性應變能,當發(fā)生斷裂時,大量的應變能瞬間釋放導致合金重熔.從圖6(a)中可以觀察到近似“山脊”狀融滴現(xiàn)象,這種現(xiàn)象的出現(xiàn)是由于主剪切帶擴展的同時也伴隨著其他方向的剪切帶同時擴展,來自不同方向的剪切帶相互協(xié)調,與此同時剪切帶在擴展過程中也同時受到了晶態(tài)相的阻礙,剪切帶大量堆積,并改變了其原本的運動狀態(tài),使剪切帶的擴展路徑更為復雜.從圖6(d)中可以觀察到,較大面積的合金涂覆區(qū)以及金屬融滴,隨著應變速率的增加,最終引起材料內部絕熱溫升效應增強[26],加速了剪切帶的運動,在隨后試樣的斷裂瞬間,溫度急劇升高,從而導致局部區(qū)域非晶基體融化,融滴在斷裂的瞬間隨斷面一起運動,導致非晶融滴散落于斷裂面上.

圖6 不同應變速率斷裂后試樣斷口SEMFig.6 SEMs of fractured surface of specimen at different strain rates

3 結 論

對不同應變速率下具有形變誘發(fā)相變行為的非晶復合材料Ti45.7Zr33Ni3Cu5.8Be12.5進行準靜態(tài)壓縮實驗的結果表明,非晶復合材料力學性能,如屈服強度、塑性及斷裂強度都受到應變速率的影響.屈服強度隨應變速率的增加呈現(xiàn)較弱的正相關性;斷裂強度和塑性變形量則呈先增后減的趨勢.這是因為隨著應變速率的增加馬氏體在應變速率為101ks-1時具有最大的馬氏體相變率,馬氏體相變增塑效應與非晶基體的負應變速率效應存在競爭關系,二者之間的耦合作用使非晶復合材料在應變速率為101ks-1時表現(xiàn)出最優(yōu)的塑性變形.