高溫高應變率加載下Ti-5553 鈦合金動態(tài)力學性能研究

徐欣，王琳，王瑞顯，扈勇強，龔自正，張品亮

（1.中國空間技術研究院航天東方紅衛(wèi)星有限公司，北京 100094；2.北京理工大學材料學院，北京 100081；3.北京衛(wèi)星環(huán)境工程研究所，北京 100094）

1 引言

近年來，人類航天活動日益頻繁以及大規(guī)模星座的部署，造成空間碎片日益增多，外空環(huán)境日益惡化，對在軌航天器構成了嚴重威脅。目前遙感類航天器姿軌控的推進系統(tǒng)大量采用鈦合金材料為結構支撐[1-3]，面對日益惡化的空間碎片環(huán)境，以及航天裝備輕量化的需求，研發(fā)新型航天器結構鈦合金支撐材料一直是眾多學者研究的焦點。

新型鈦合金密度小，具有較高的比強度、耐腐蝕等優(yōu)良特性。面對航天裝備中新型鈦合金在空間惡劣服役環(huán)境下的力學行為以及微觀組織演化，國內(nèi)外研究人員[4-8]探究了不同組織的鈦合金在高溫高應變率加載下力學性能與微結構演化。本研究所用的Ti-5553(Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr) 合金是由俄羅斯VT22 合金發(fā)展而來的一種新型近β鈦合金，是目前國際上新型的高強高韌鈦合金，具有強度高（可達 1300MPa 以上）、韌性好（延伸率超過 6% ）[9-13]的優(yōu)勢特性，已經(jīng)部分取代了Ti-1023鈦合金，用于波音787的起落架和框架結構以及空客A380 飛機發(fā)動機吊掛接頭的關鍵承力部位[14-18]。

空間碎片環(huán)境為高溫、高速的極端環(huán)境，而目前關于Ti-5553 合金的動態(tài)性能研究主要集中于室溫下高應變加載下力學特性，以及組織結構演化[19-22]，而關于其高溫狀態(tài)及高應變率下的力學性能的研究鮮有報道，據(jù)此現(xiàn)狀，本文利用加熱同步組裝系統(tǒng)的霍普金森壓桿對等軸組織、雙態(tài)組織的Ti-5553 合金在高溫、高應變率耦合加載狀態(tài)下的力學特性和組織結構進行了研究。

2 實驗材料和實驗方法

2.1 實驗材料

本文所用Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Fe 鈦合金（Ti-5553）由寶鋼公司提供，其相變點為841℃。對Ti-5553 鈦合金分別進行兩種工藝熱處理，如表1 所示，獲得兩種典型的鈦合金組織結構，分別編號為R1、R2，微觀組織如圖1 所示。R1 組織SEM 照片顯示，在轉變β 晶界上均勻分布著較多的等軸初生α 相（平均粒徑為2μm），且初生等軸α 相占比超過50%，β 轉變組織中，少量的次生α 片層在β 基體中析出，片層寬度約為0.2μm，定義R1 為等軸組織。R2 組織的SEM圖1(b)顯示，與R1 組織相比，β 基體晶界上等軸初生α 相含量較少（平均粒徑為3μm），占比低于50%，且形狀規(guī)則，多為橢圓狀，分布在β 基體上。次生α 相在β 轉變組織內(nèi)大量充分析出，片層寬度約為0.4μm，定義R2 為雙態(tài)組織。

圖1 熱處理后R1與R2的SEM微觀組織照片(a)R1組織；(b)R2組織Fig. 1 Images of R1 and R2 SEM microstructures after heat treatment(a) R1 microstructure; (b) R2 microstructure

表1 Ti-5553合金的熱處理方法Table 1 Heat treatment procedure of Ti-5553 alloy

2.2 試驗方法

高溫動態(tài)壓縮試驗采用西北工業(yè)大學研制的高溫霍普金森系統(tǒng)[23、24]，原理示意如圖2 所示。試樣為φ4mm×4mm 的圓柱。將高溫動態(tài)加載后的試樣回收、打磨、拋光、腐蝕（2%Hf+6%HNO3+92%H2O），制備成標準金相樣品，采用掃描電鏡（SEM）觀察材料動態(tài)壓縮后的組織特征。

圖2 高溫霍普金森桿系統(tǒng)Fig. 2 High temperature Hopkinson Bar with synchro assembly system

3 結果與討論

3.1 高溫動態(tài)力學行為

圖3 中的 (a) 、(b)、(c) 分別是 Ti-5553 鈦合金等軸組織（R1）及雙態(tài)組織（R2）在 200℃、400℃、600℃及應變率1200s-1、2500s-1下的應力-應變曲線。由圖3 可看出，在103s-1應變率下，2種組織具有明顯的彈性階段，變形初期，應力隨著應變量的增加而迅速增加，表現(xiàn)出應變硬化效應。過了彈性階段，應力值均有一定程度的下降，由于應變硬化效應減弱，造成曲線屈服階段應變率強化效應突出。在103s-1高應變率下，R1材料動態(tài)加載下流變應力在1400MPa 左右，R2材料動態(tài)加載下流變應力在1600MPa 左右。兩種材料均隨著應變率的增加，流變應力增加。這是因為隨著應變的增加，高應變率下產(chǎn)生絕熱升溫，此時應變強化效應隨溫度升高減弱，應變率強化效應起主導作用，此階段材料內(nèi)部產(chǎn)生了大量位錯，位錯不僅容易塞積，同時也相互間作用，從而使材料在屈服階段隨著應變率的增加，而應力升高。

圖3 同一溫度不同應變率下Ti-5553合金真應力-應變曲線Fig. 3 True stress-strain curves of Ti-5553 alloy under the same temperatures and different strain rates loading conditions

圖4 展示了Ti-5553鈦合金2 種組織同一應變率下不同溫度的真應力-應變曲線，可以看出在103s-1應變率下，2 種組織隨著試驗溫度的升高，流變應力均呈下降趨勢，R1 組織從1400MPa 左右下降到900MPa 左右，R2 組織從1600MPa 左右下降到1100MPa左右。從表2可以看出，R1組織在高應變率下（2500s-1）應變值（均值0.34）大于R2的應變值（均值0.27），而在1200s-1應變率下，R1組織應變值（均值0.155）與R2的應變值（均值0.151）量級相當，說明在2500s-1應變率下，R1塑性變形能力較優(yōu)。

圖4 同一應變率下不同溫度鈦合金的真應力-應變曲線Fig. 4 True stress-true strain curves of Ti-5553 alloy under different temperatures and same strain rate

表2 真應力-應變曲線屈服階段應變值Table 2 Strain value at yield stage

從圖4 還可以看出，Ti-5553 鈦合金的兩種組織在屈服階段的應變不同于其他鈦合金高溫力學行為[6]，沒有隨溫度升高而增加，其應變隨溫度的變化不明顯。對于2 種組織在高溫下的動態(tài)變形過程中應力隨溫升下降，而應變沒有明顯變化的原因，考慮以下三方面原因：一是材料溫度的升高造成金屬鍵部分斷裂，再者當應變率高于2s-1時[17]，高應變率會使材料局部形成絕熱升溫而產(chǎn)生熱軟化，進而強度降低；二是材料溫度的升高提高了位錯的熱激活能，從而使位錯可動的數(shù)量更多，更容易滑移，宏觀表現(xiàn)出材料強度降低[17]；三是Ti-5553 合金是一種亞穩(wěn)狀態(tài)，容易在高應變率下發(fā)生沖擊相變[2]， Ti-5553 鈦合金的2 種組織在高應率下應力誘發(fā)產(chǎn)生馬氏體 α″相[3]，馬氏體相會引起材料的低屈服，塑性差。

3.2 材料溫度敏感性

圖5 為 Ti-5553 鈦合金2 種組織在高溫動態(tài)壓縮下應力（彈性階段90%）隨溫度的變化曲線?？煽闯?，在同一溫度、同一應變率下，R2（雙態(tài)組織）組織的應力高于R1（等軸組織）組織。在200～400℃之間，R2 組織在2500s-1加載下應力下降的幅度較大，下降幅度達到了300MPa 左右，但在400～600℃，R1 組織在2500s-1加載下應力下降幅度較大，下降幅度達到了250MPa左右。

圖5 流變應力-溫度變化曲線Fig. 5 True stress-temperature curves of Ti-5553 alloy

為了進一步比較 Ti-5553 鈦合金 2 種組織在高應變率動態(tài)變形時流變應力對溫度的依賴性，文獻[25]的研究方法利用溫度敏感性因子表征應力的溫度敏感性［25］，其定義為：

式中：T0為參考溫度(25℃) ，T1為試驗溫度，0σ為參考溫度下的流變應力，1σ為試驗溫度下的流變應力。

圖6 給出了Ti-5553鈦合金2種組織在1200s-1下的溫度敏感因子?？梢钥闯?，高應變率1200s-1下：200℃時，R2組織的溫度敏感性高于R1組織；400℃、600℃時，R1組織的溫度敏感性高于R2組織。根據(jù)文獻[6]的研究，這可能是由于R1(等軸組織)較R2（雙態(tài)組織）初生α相較多，當溫度低于200℃時，高應變率(1200s-1)造成的絕熱溫升的能量不足以克服晶粒中位錯移動的障礙勢壘，材料塑性變形困難，因此等軸組織在此溫度范圍內(nèi)顯示了較小的溫度敏感性；當溫度高于 200℃，此時高應變率造成的絕熱溫升和環(huán)境溫度升高帶來的能量足以克服晶粒中位錯移動的障礙勢壘，且可動位錯密度也相應提高，此時晶界較多的等軸組織方便不同取向的可動位錯進行運動，材料塑性變形更加容易，因此等軸組織在此溫度區(qū)間顯示了較大的溫度敏感性。

圖6 2種組織溫度敏感性隨溫度的變化曲線(ε = 0.1)Fig. 6 Temperature sensitivity curve with temperature(ε = 0.1)

3.3 材料的應變率敏感性

根據(jù)文獻[25]-[28]的研究方法，圖7 給出了不同溫度下流變應力隨應變率增加的變化規(guī)律。由圖7 可知，材料在各個溫度下流變應力隨應變率的增加而增加。組織在200℃時1200s-1的流變應力明顯高于600℃時2500s-1的流變應力，這說明該Ti-5553 合金應變率效應相對于溫度效應較弱。為了定量描述材料的流變應力對應變率的依懶性，將雙對數(shù)坐標下應力-應變率曲線定義為應變率敏感因子m：

圖7 不同溫度下流變應力隨應變率變化（ε=0.1）(a)R1等軸組織； (b)R2雙態(tài)組織Fig. 7 Flow stress develops with strain rate with ε=0.1

式中：m的取值與應變大小有關。表3 為根據(jù)公式（2）計算出的R1與R2在不同溫度下的應變率敏感因子?？梢钥闯?， R1組織的應變率敏感因子在200～400℃間差值為0.049，比400～600℃間敏感因子差值0.03大，R2組織也表現(xiàn)出同樣的規(guī)律，說明了R1 與R2 組織在較低低溫下變形時對應變率敏感。

表3 不同溫度下的應變率敏感因子（ε=0.1）Table 3 Strain rate sensitivity under different temperatures（ε=0.1）

3.4 材料的絕熱剪切敏感性

絕熱剪切敏感性可以定性表征鈦合金材料抵抗絕熱剪切的能力，以往的研究者對此提出了各種準則與判據(jù)，目前還沒有統(tǒng)一的標準。有研究者用試樣發(fā)生剪切失效之前所吸收的能量來表征其絕熱敏感性[29]，試樣所能吸收的能量越高，其絕熱敏感性越低。結合圖5的應力-應變曲線，用公式（3）

計算R1 與R2 在相同應變率（2500s-1）加載下不同溫度發(fā)生剪切失效前所吸收的能量，即塑性變形吸收功來表征絕熱剪切的敏感性。結果如表4 所示。從表4 可以看出，在200℃時，R1 組織的塑性吸收功為492MJ/m3，大于R2 組織的塑性吸收功378MJ/m3，表現(xiàn)出較低的絕熱敏感性；但高于200℃時，R1 組織的塑性吸收功均小于R2 組織，表現(xiàn)出較高的絕熱敏感性。

表4 R1與R2在應變率（2500s-1）下的塑性變形吸收功Table 4 Maximum absorbed energy of Ti-5553

3.5 加載后組織微觀分析

絕熱剪切破壞是一種特殊的熱-力學效應耦合的破壞形式，其主要特征是形成剪切變形高度集中的窄帶，即絕熱剪切帶。通過SEM 觀察發(fā)現(xiàn)，在2500s-1高應變率下，Ti-5553 鈦合金的2種組織在400℃、600℃均出現(xiàn)了絕熱剪切現(xiàn)象，微觀組織如圖8、圖9 所示。在400℃時，Ti-5553 鈦合金2 種組織的絕熱剪切帶末端均出現(xiàn)了細小的裂紋，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(fā)生了嚴重的剪切變形。

圖8 400℃絕熱剪切現(xiàn)象Fig. 8 ASB at 400℃

圖9 600℃的絕熱剪切現(xiàn)象Fig. 9 ASB at 600℃

在400℃、600℃時，相比于原始組織圖1所示，R1 組織中針狀的次生α 相和殘余的β 相碎化程度較高，且初生α 相晶粒進一步細小，晶界增多，提高了材料的塑性變形能力，即在高溫高應變率下，R1 組織的塑性能力優(yōu)于R2組織。

4 結論

（1）在高溫高應變率加載條件下，Ti-5553鈦合金雙態(tài)與等軸組織隨著溫度的升高流變應力下降，而應變變化不明顯，2 種組織均在高溫高應變率下發(fā)生了絕熱剪切破壞，表現(xiàn)出相似的力學行為。

（2）環(huán)境溫度低于200℃時，在高應變率下（2500s-1），R1 組織含有較多的初生α 相，具有較好變形能力和較高的單位體積吸收功，以及更好抵抗抗絕熱剪切破壞的能力；環(huán)境溫度高于200℃時，高應變率下R1 組織中針狀的次生α 相和殘余的β 相碎化程度較高，且初生α 相粒進一步細小，晶界增多，疊加沖擊誘發(fā) α″相，造成流變應力下降幅度大，是其單位體積吸收功降低，抵抗抗絕熱剪切破壞的能力下降的重要原因。