Ti-55531近β鈦合金軋板拉伸性能各向異性研究

李 超，呂亞平，李少君，張曉泳，周科朝

(1. 湖南金天鈦業(yè)科技有限公司，湖南 常德 415001)(2.中南大學 粉末冶金國家重點實驗室，湖南 長沙 410083)

0 引 言

目前，已有很多關于鈦合金力學性能各向異性的研究，例如，Liu等人[17]研究了不同軋制路徑對工業(yè)純鈦板拉伸性能各向異性及成形性的影響。紀大偉等人[18]通過分析微觀組織及織構研究了Ti75合金板材拉伸性能和沖擊韌性的各向異性。Roth等人[14]研究了α型鈦合金在拉伸條件下力學性能各向異性的機制。Song等人[19]研究了熱軋工藝條件對Ti-6Al-4V合金力學性能各向異性的影響。然而，由于Ti-55531近β鈦合金中β穩(wěn)定元素的含量更高，導致其c/a值不同于上述鈦合金，因此，其滑移系的啟動及孿晶系的激活將明顯有別于上述鈦合金。

為此，以Ti-55531近β鈦合金為研究對象，首先通過熱軋獲得具有強烈織構的板材，然后通過微觀組織表征研究α相形貌及織構對Ti-55531合金拉伸性能的影響規(guī)律，并深入分析其內在機制，為織構控制及后續(xù)材料力學性能的改善提供一定的實驗及理論依據。

1 實 驗

實驗原材料為湖南金天鈦業(yè)科技有限公司提供的φ150 mm Ti-55531合金鍛棒，其化學成分(質量分數)為：Al 5.20%, Mo 4.92%, V 4.96%, Cr 2.99%, Zr 1.08%, Fe 0.40%，其余為Ti。合金的β相轉變溫度為(825±5)℃。從鍛棒上線切割80 mm×35 mm×15 mm的板坯，在880 ℃固溶15 min，空冷到室溫，然后在650 ℃時效2 h后水淬。固溶處理后板坯的微觀組織中，針片狀α相呈三角形均勻分布在β基體中，如圖1所示。

熱軋實驗在LO-500型軋機(軋輥直徑為180 mm，工作寬度為500 mm)上進行，軋制溫度為750 ℃，軋制變形量為80%(15 mm→3 mm)，道次壓下量為2 mm。為了保證軋制溫度，每一道次軋制后都將樣品放入爐內加熱5 min。試樣軋制完成后立即進行水淬，以保留軋制變形組織。采用D8 Discover X射線衍射儀測量軋制后軋板的宏觀織構，然后分別沿軋向(RD)及橫向(TD)方向切取拉伸試樣(如圖2所示)及掃描電鏡(SEM)、透射電鏡(TEM)試樣。采用Instron 3369 力學試驗機進行室溫拉伸試驗。SEM觀察在Quanta FEG 250型掃描電鏡上進行，樣品腐蝕液配方為1.5 mL HF + 3 mL HNO3+ 100 mL H2O。TEM觀察在JEM-2100F型場發(fā)射透射電鏡上進行，加速電壓為200 kV，樣品腐蝕液配方為50 mL高氯酸+350 mL正丁醇+600 mL甲醇。

圖1 Ti-55531合金板坯的針片狀α相組織Fig.1 Microstructure of Ti-55531 alloy slab with acicular α phase

圖2 Ti-55531合金拉伸樣品取樣示意圖Fig.2 Schematic diagram of tensile specimens extracted from Ti-55531 alloy

2 實驗結果

2.1 室溫拉伸性能

表1為Ti-55531合金軋板在80%變形量下沿不同方向拉伸時的室溫拉伸性能。從表1可以看出，不論是沿RD方向拉伸還是沿TD方向拉伸，都沒有出現明顯的屈服現象。但相比于沿TD方向拉伸(延伸率為14.13%，極限抗拉強度為1 199 MPa)，沿RD方向拉伸的樣品明顯具有更好的塑性(延伸率為19.25%)及更低的極限抗拉強度(1 129 MPa)。

表1 Ti-55531合金軋板沿不同方向拉伸時的拉伸性能

Table 1 Tensile properties of Ti-55531 alloy rolled plate at different tensile directions

2.2 軋板微觀組織

為了分析Ti-55531合金軋板力學性能各向異性的成因機制，分別在軋板垂直于RD和TD的平面內(即TD-ND面、RD-ND面)取SEM樣品，其對應的微觀組織分別如圖3和圖4所示。對比分析圖3和圖4的微觀組織可以發(fā)現，雖然Ti-55531合金軋板TD-ND面和RD-ND面的微觀組織都是由長條狀α相、短棒狀或等軸狀α相及β基體組成，但RD-ND面內的α相分布明顯更有規(guī)律，主要為平行分布的長條狀α相，其長邊平行于RD方向。

圖3 Ti-55531合金軋制后TD-ND面的微觀組織Fig.3 Microstructure of TD-ND surface of Ti-55531 alloy after rolling

圖4 Ti-55531合金軋制后RD-ND面的微觀組織Fig.4 Microstructure of RD-ND surface of Ti-55531 alloy after rolling

此外，還可以發(fā)現部分α相發(fā)生了破碎球化，α/β界面出現圓弧溝槽，導致α/β界面呈現波浪形形貌。但α相的破碎球化不明顯，這可能是由于變形量太小，導致α相與β基體的半共格關系破壞不充分，無法為α相的球化提供足夠的驅動力。

2.3 軋板宏觀織構

圖5 Ti-55531合金軋制后的宏觀織構Fig.5 Macrotextures of Ti-55531 alloy after rolling: (a) (0001) pole figure of α phase; (b) (110) pole figure of β phase

圖6 Ti-55531合金軋制后的ODF圖Fig.6 ODF diagrams of Ti-55531 alloy after rolling: (a, b)α phase; (c)β phase

2.4 軋板斷口形貌圖

圖7和圖8分別為Ti-55531合金板材軋制后沿TD和RD方向拉伸時的斷口形貌圖。從圖7和圖8可以看出，不論是沿TD方向拉伸還是沿RD方向拉伸，其拉伸斷裂失效都是一種混合模式，包括微孔聚集(韌窩)和解理斷裂2種機制。對比圖7和圖8可以發(fā)現，軋板沿不同方向拉伸時，拉伸樣品的韌窩特征無明顯差異，均為分布均勻的小而淺的韌窩，尺寸在1～4 μm之間。但從沿TD方向拉伸樣品的斷口形貌中可以觀察到更加明顯的解理面，從而沿RD方向拉伸的樣品比沿TD方向拉伸樣品具有更高的塑性。

圖7 Ti-55531合金軋制后沿RD方向拉伸的斷口形貌Fig.7 Fracture morphologies along RD tensile direction of Ti-55531 alloy after rolling: (a)low magnification； (b)high magnification

圖8 Ti-55531合金軋制后沿TD方向拉伸的斷口形貌Fig.8 Fracture morphologies along TD tensile direction of Ti-55531 alloy after rolling: (a)low magnification; (b)high magnification

3 討 論

由于bcc結構的β基體比hcp結構的α相具有更高的對稱性，因此α相的滑移系相對較少，α相形貌及晶粒取向的各向異性會對Ti-55531合金的拉伸性能產生更加明顯的影響。

3.1 α相形貌的影響

Ti-55531合金軋制后，長條狀α相主要平行于RD方向分布(圖3和圖4)，導致沿RD方向拉伸時，α相長邊平行于外力方向，而沿TD方向拉伸時，α相長邊垂直于外力方向。

塑性主要由裂紋形核阻力和裂紋擴展阻力2個因素決定[20-21]，其中裂紋形核阻力為主要因素。裂紋形核阻力與有效滑移長度密切相關，降低有效滑移長度將提高裂紋形核阻力，從而使材料在失效前能夠承受更大的載荷。由于沿RD和TD方向拉伸時的有效滑移長度相同[20]，因此沿RD方向拉伸具有更好塑性的原因是由于裂紋擴展的作用。裂紋的擴展方向垂直于受力方向，由于α相平行于RD方向分布，導致沿RD方向拉伸的裂紋擴展難度(穿晶)高于沿TD方向拉伸時的裂紋擴展(沿晶)難度，即裂紋擴展阻力更大，因此具有更好的塑性。

3.2 α相織構的影響

由2.3節(jié)的實驗結果可知，針片狀α組織的Ti-55531合金軋制后，存在c軸與ND成32°左右夾角的宏觀織構。當沿TD方向拉伸時，c軸與TD方向成58°左右的夾角，而與RD方向垂直。因此，沿RD方向拉伸時，基面型滑移系的Schmid因子接近為0，基本不能啟動，此時以棱柱型滑移系和棱椎型滑移系為主。而沿TD方向拉伸時，基面型滑移系比較容易啟動，此時3種型滑移系都有可能啟動。

表2 Ti-55531合金軋制后的典型織構及其最大的Schmid因子

Table 2 Typical texture of Ti-55531 alloy after rolling and its maximum Schmid factor

從表2可以看出，當樣品沿RD方向拉伸時，盡管柱面型滑移系與錐面型滑移系具有相近的Schmid因子，但由于基面型滑移系和錐面型滑移系具有更高的臨界切分應力CRSS(鈦合金中，基面型滑移系與棱柱型滑移系、錐面型滑移系、錐面型滑移系的CRSS的比值約為1∶0.9∶1.2∶2.8[22])。因此，相對而言，樣品沿RD方向拉伸時，柱面型滑移系更加容易啟動，即柱面滑移系占主導，材料具有更低的強度。而樣品沿TD方向拉伸時，基面滑移系具有比錐面滑移系和柱面滑移系大得多的Schmid因子，因此樣品以基面滑移系占主導，導致材料強度明顯提升。

圖9 Ti-55531合金軋制后α相內的孿晶Fig.9 Twins in the α phase of Ti-55531 alloy after rolling: (a)bright-field morphology; (b)selected area electron diffraction

孿晶的產生一方面會細化晶粒，阻礙位錯運動，從而產生霍爾佩奇強化效應[23]，另一方面，孿晶界使可動位錯變?yōu)椴豢蓜游诲e，從而使孿晶區(qū)域比非孿晶區(qū)域強度更高，產生Basinski強化效果[24]。沿TD方向拉伸時，孿晶容易形核，從而會導致Ti-55531合金軋制后的樣品沿TD方向拉伸后產生大量孿晶，而沿RD方向拉伸時則不會出現大量孿晶，這種孿晶形核的差異性，導致沿TD方向拉伸時出現明顯的孿晶強化。不同滑移系和孿晶系啟動差異性的共同作用導致Ti-55531合金的強度存在明顯的各向異性。

綜上可知，織構的存在不僅會影響滑移系的啟動，同時也會導致孿晶的形核存在明顯的差異，這種差異性導致當Ti-55531合金中存在織構時，拉伸性能將表現出明顯的各向異性。

4 結 論

(1)Ti-55531合金經80%壓下量軋制后，α相的分布比較有規(guī)律，主要垂直受力方向分布。并且RD-ND面內的α相分布相比于TD-ND面分布更加規(guī)律，主要呈平行分布，其長邊平行于RD。

(3)Ti-55531合金軋制后沿不同方向拉伸時力學性能存在明顯的各向異性。RD方向具有更好的塑性及更低的極限抗拉強度，TD方向則具有更高的極限抗拉強度及更低的塑性。

(4)Ti-55531合金塑性的各向異性主要是由α相的形貌造成的，而強度的各向異性主要由沿不同方向拉伸時滑移系和孿晶系的啟動差異性引起。