高應力誘導型鈦合金壓縮蠕變研究現狀及進展

陸嘉飛，淡振華，陳博文，董月成，張愛峰，常 輝，周 廉

(1.南京工業大學材料科學與工程學院，江蘇 南京210009)(2.南京工業大學新材料研究院，江蘇 南京210009)(3.中船重工第七○二研究所，江蘇 無錫214082)

1 前 言

鈦合金由于具有高比強度、高彈性模量和耐腐蝕性好等優異的綜合性能，已被廣泛應用于航空航天、艦船、海洋工程等領域[1, 2]。鈦合金首先被廣泛應用于航空航天領域，如渦輪發動機和飛機構架等都是采用鈦合金制作。發動機對鈦合金的性能要求苛刻，它要求鈦合金材料具有良好的室溫力學性能、高溫強度、蠕變性能、熱穩定性和疲勞性能，尤其是合金在服役條件下的蠕變行為，它決定了合金的使用壽命和發動機的安全可靠性。因此，研究鈦合金的高溫蠕變性能對鈦合金在航空領域的應用有著重要的意義。蠕變是金屬在長時間受恒溫、恒載荷作用下緩慢地產生塑性變形的現象。一般從低溫到接近熔點都會產生蠕變，當條件溫度與材料熔點之比大于0.4時稱為高溫蠕變，當條件溫度與熔點之比小于0.2時稱為室溫蠕變。國內外大量學者對鈦合金的高溫蠕變行為和機理進行了研究[3-5]，認為高溫下鈦合金的蠕變機制主要包括位錯滑移和攀移[6, 7]、擴散蠕變[8]和晶界滑動[9]。

由于鈦合金在室溫下的蠕變變形小且不易失效，因此較少受到關注。但隨著精密儀器的發展和鈦合金在深海裝備中的廣泛運用，鈦合金的室溫蠕變行為受到越來越多的關注。鈦合金由于密度小、強度高、耐腐蝕性能好，常常被運用于載人潛水器，如我國的“蛟龍號”載人潛水器耐壓結構體的主要材料即為鈦合金。“蛟龍號”載人潛水器最大下潛深度達到7000多米。當鈦合金作為海洋裝備材料在深海中服役時，不僅會受到海水腐蝕，而且會受到海水靜水壓的影響。由上方海水產生的高靜水壓力誘導的蠕變導致的局部變形會對鈦合金大型結構件的安全性、穩定性以及全壽命期間的維護等有著直接的影響。因此，研究鈦合金的室溫高壓壓縮蠕變，對鈦合金在海洋工業中的運用有著重要的影響。早在1949年，Adenstedt[10]發現工業純鈦在室溫下存在較高的蠕變速率，并且具有蠕變3個階段的特征。Peng等[11]在中低溫不同應力水平下對純鈦TA2進行了拉伸蠕變實驗，發現在室溫下應力水平低于屈服強度時，依然會發生較為明顯的蠕變變形。隨后，多種鈦合金被發現在室溫下存在蠕變行為[12-14]。陳博文等[15]在室溫下對Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo和Ti-6Al-4V兩種鈦合金的高壓壓縮蠕變行為進行了研究，發現蠕變過程存在減速蠕變和穩態蠕變階段。

目前對鈦合金的蠕變行為研究主要集中在高溫蠕變行為，主要是以高溫誘導擴散發生蠕變。而在室溫下，擴散很難發生，因此主要是以應力為誘導發生蠕變。室溫蠕變主要分為室溫拉伸蠕變和室溫壓縮蠕變，本文主要針對的是深海裝備用鈦合金的室溫壓縮蠕變。本文簡述了鈦合金的室溫蠕變行為，主要從位錯運動方面論述分析了鈦合金的室溫蠕變機理，同時還綜述了國內外鈦合金室溫蠕變的研究進展以及在鈦合金室溫高壓蠕變行為和機理研究中存在的不足和發展趨勢。

2 高溫拉伸蠕變

2.1 高溫拉伸蠕變行為

鈦合金被廣泛應用于航空和電力等領域，由于服役條件苛刻，需要鈦合金材料具有一定的高溫強度和穩定性，研究者們針對鈦合金高溫蠕變開展了大量的研究。鈦合金的典型蠕變曲線一共分為3個階段，如圖1所示，其中ab段為減速蠕變階段，變形產生的加工硬化導致材料內部變形抗力增加，并進一步導致材料蠕變速率減小；bc段為穩態蠕變階段，加工硬化導致的內部變形抗力增加和回復引起的內部變形抗力降低相平衡，使得材料蠕變速率始終保持不變；cd段為加速蠕變階段，蠕變速率上升，試樣內部產生微裂紋或者晶界處缺陷聚集，產生空位，導致最終頸縮斷裂。

圖1 典型的金屬蠕變曲線Fig.1 Typical creep curve of metal

王琪等[4]研究了TA15鈦合金在773～823 K時的高溫蠕變行為，發現TA15的蠕變曲線存在典型的3個隨溫度及應力變化的階段，當溫度降低或應力減小時，蠕變過程減慢，蠕變第二階段變長，第三階段甚至不出現；反之，當溫度升高或者應力增加時，第二階段較短，很快由蠕變第一階段過渡到第三階段。Nie等[5]發現Ti-5Al-5Mo-5V-1Fe-1Cr鈦合金在623和673 K時，蠕變曲線只存在第一和第二階段，當溫度達到723和773 K時，蠕變曲線出現了第三階段。Gu等[16]發現Ti-6.3Al-1.6Zr-3.4Mo-0.3Si鈦合金的蠕變變形量隨溫度升高而增大，具體表現為在723～773 K時，蠕變變形隨溫度升高增長緩慢；在773～823 K時，蠕變變形隨溫度升高急劇增大。

2.2 高溫拉伸蠕變機理

高溫下鈦合金的拉伸蠕變機制主要包括在拉應力作用下的位錯滑移和攀移[6, 7]、擴散蠕變[8]和晶界滑動[9]，蠕變變形機制的不同主要受蠕變溫度和拉應力的影響。位錯蠕變機制適合于溫度低、應力高的條件，材料的塑性變形主要由位錯滑移引起，但在室溫時位錯容易受阻，變形小且擴展速度緩慢；高溫時位錯可以在遇到障礙時通過攀移做垂直于滑移面的運動，從而使位錯得以增殖和運動[6, 7]。空位擴散蠕變機制適合于溫度高、應力低的條件，主要是在高溫條件下，原子和空穴發生熱激擴散引起的。在外力作用下，原子和空穴因勢能不同會發生由高勢能向低勢能的定向擴散[8]，垂直于外力的晶界拉伸，平行于外力的晶界壓縮，從而產生蠕變。晶界滑動蠕變主要發生在高溫條件下，在高溫時晶界的原子容易擴散，受力后易產生塑性變形，即蠕變。溫度越高，晶界滑動作用越強，同時還要求與晶內變形有很好的配合，否則易產生裂紋[9]。

李學雄等[3]研究了TC6鈦合金高溫拉伸蠕變行為，發現TC6鈦合金在673 K/460 MPa蠕變條件下的蠕變激活能為92.7 kJ/mol，蠕變機制是位錯運動和擴散蠕變雙重機制；723～773 K的蠕變機制是擴散蠕變機制，且晶界滑動對蠕變也有一定的作用。曾立英等[6]發現在823～923 K和150～300 MPa條件下，Ti-600鈦合金的高溫蠕變變形機制以位錯攀移為主、位錯滑移為輔。Barboza等[17]認為在773～873 K條件下，TC4鈦合金的蠕變變形主要是由位錯攀移導致的。Ponsonnet等[9]發現在648和743 K時，Ti-5Al-2Sn-4Zr-4Mo-2Cr-1Fe鈦合金的蠕變變形主要受初生α相的相內位錯運動和再生α相的界面滑移控制。Nie等[5]發現Ti-5Al-5Mo-5V-1Fe-1Cr鈦合金的蠕變機制會隨溫度的變化而改變，當溫度從623升高到723 K時，蠕變機制從位錯滑移變為位錯攀移。圖2為Ti-5Al-5Mo-5V-1Fe-1Cr合金樣品在不同溫度蠕變后的TEM照片[5]，可以看出溫度在623 K時，位錯只在3個方向滑移；在673 K時，許多位錯堆積在α相邊界；在723 K時，位錯交錯并且開始出現攀移；在773 K時，大量位錯發生攀移并出現了低角度邊界的亞晶粒。

圖2 Ti-5Al-5Mo-5V-1Fe-1Cr合金樣品在不同溫度蠕變后的TEM照片[5]：(a，b)623 K，(c)673 K，(d)723 K，(e，f)773 KFig.2 TEM images of Ti-5Al-5Mo-5V-1Fe-1Cr samples after creep testing for different temperatures[5]：(a, b)623 K, (c)673 K, (d)723 K, (e, f)773 K

3 室溫蠕變

3.1 室溫拉伸蠕變

隨著精密儀器的發展和鈦合金在深海裝備領域的廣泛運用，鈦合金的室溫蠕變行為得到了越來越多的關注。室溫蠕變與高溫蠕變有著本質的不同，微觀上的區別在于擴散過程引起的回復是否發生。在高溫時，位錯能夠借助空位或質點的擴散而發生攀移；而在室溫時，由于溫度較低，擴散難以發生，從而導致位錯無法攀移。因此室溫蠕變曲線一般只存在前兩個階段而沒有加速蠕變階段，并且在第二階段穩態蠕變速率較低，變形量主要集中在第一階段[18, 19]。對于室溫蠕變的研究，主要集中在室溫拉伸蠕變。大量研究表明[20-22]，鈦合金在室溫下經過一段時間蠕變后，蠕變變形趨于飽和狀態，之后不會再有明顯的蠕變變形產生，這種現象被稱之為蠕變飽和。在室溫蠕變中還存在蠕變應力閾值。Miller等[20]在研究Ti-6Al-2Nb-1Ta-0.8Mo鈦合金室溫拉伸蠕變時發現，當應力水平低于屈服強度時，蠕變曲線會出現蠕變飽和現象。馬秋林等[21]對純鈦TA2的室溫拉伸蠕變特性進行研究，發現TA2材料在室溫下存在明顯的蠕變現象，且存在一個應力閾值，低于該應力閾值的TA2材料不會發生室溫蠕變，該蠕變應力閾值為267.25 MPa。彭劍等[22]研究了純鈦TA2的室溫拉伸蠕變曲線，發現純鈦TA2的室溫蠕變曲線存在蠕變飽和現象，并且純鈦TA2的室溫蠕變存在應力閾值，當加載應力值低于應力閾值時不會產生顯著的蠕變行為。

Aiyangar等[14]在Ti-1.6V鈦合金室溫拉伸蠕變研究中發現，在蠕變后的試樣中存在陣列排列的位錯和孿晶，如圖3所示，并認為位錯滑移和孿晶是蠕變變形的主要機制。Doraiswamy等[13]進行了Ti-9.4Mn的室溫拉伸蠕變實驗，研究晶粒尺寸對蠕變變形的影響，發現隨著晶粒尺寸的增加蠕變變形也相應增加，滑移線變粗變密，而蠕變的形式以滑移為主。Oberson等[23]研究了鈦合金室溫蠕變的微觀機理，認為晶體材料發生蠕變的主要機理為位錯滑移和孿晶，并提出了采用晶體學模型來解釋孿晶緩慢生長的機理，如圖4所示，氧原子逐漸由孿晶向外擴散，鈦原子將運動到最佳孿晶位置，且實驗獲得活化能與該模型預測值吻合。

圖3 Ti-1.6V鈦合金室溫拉伸蠕變后的TEM照片[14]：(a)位錯，(b)孿晶Fig.3 TEM images of Ti-1.6V titanium alloy after room temperature creep[14]: (a) dislocation, (b) twins

圖4 孿晶生長模型示意圖[23]Fig.4 Schematic illustration of the twin-growth model[23]

3.2 室溫壓縮蠕變

陳博文[15]在室溫下對Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo和TC4鈦合金進行高壓壓縮蠕變實驗，獲得了兩類鈦合金在室溫壓縮條件下的應力閾值。當外加應力低于應力閾值時，蠕變曲線存在蠕變飽和現象，之后蠕變變形量幾乎不再增加；當外加應力高于應力閾值時，蠕變曲線出現穩態蠕變階段，蠕變速率對外加應力有著很強的敏感性，隨外加應力增加，蠕變速率與蠕變變形量都有明顯的增加。圖5是Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金在室溫壓縮蠕變前后的TEM照片，可以看出蠕變前合金中的位錯較少，位錯密度較低，如圖5a所示。合金在610 MPa應力下蠕變后，可以清晰地觀測到α相內的位錯密度提高，大量的位錯塞積在相界和晶界處，形成了位錯網，如圖5b所示。位錯網會阻礙位錯的運動，并且應力在610 MPa時，沒有新的可移動位錯生成，這使得初始階段的蠕變速率越來越慢，最終達到蠕變飽和，幾乎不再產生蠕變變形。當外加應力提高到780 MPa時，可發現α相內的位錯數量和位錯密度急劇增加，如圖5c和5d所示。高應力下多個方向的滑移系被激活，柱面和錐面滑移開動，生成了新的可移動位錯，使得蠕變變形繼續進行下去，達到穩態蠕變階段。通過TEM分析可知，Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo鈦合金蠕變變形主要是由α相內位錯滑移導致的。Matthew等[24]在研究鈦合金的低溫壓縮蠕變時發現了一些新的現象，最重要的是蠕變變形后試樣隨時間增長，會發生應變硬化恢復。

圖5 Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo鈦合金室溫壓縮蠕變前后的TEM照片[15]：(a)蠕變前，(b)610 MPa，(c，d)780 MPaFig.5 TEM images of Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo titanium alloy before and after room temperature compression creep[15]: (a) before creep, (b) 610 MPa, (c, d) 780 MPa

3.3 室溫蠕變機理

目前，對金屬材料室溫蠕變機理的研究還沒有產生明確完整的理論，但一些研究者根據實驗結果建立了數個假設理論。Alden[25]于1987年提出的可動位錯運動理論成功解釋了室溫蠕變現象，得到了人們的普遍認同。他認為在室溫蠕變中，蠕變變形主要受位錯滑移控制。位錯可以分為兩種，分別是可動位錯和不動位錯(網絡位錯)。金屬材料在所受外應力逐漸增大的過程中，會產生大量的可動位錯；在受恒應力作用的過程中，可動位錯在外力作用下滑移，在宏觀上表現為室溫蠕變現象；可動位錯滑移一段距離后，會遇到平行位錯、相界或其他阻礙，被困在網絡中并變成不動位錯，而不動位錯不僅不能進行滑移，而且對可動位錯的滑移具有阻礙作用。當應力較小時，恒應力過程中不會產生新的移動位錯；當所有可動位錯都變成網絡位錯時，將不再產生室溫蠕變變形，從蠕變曲線可以看出材料出現蠕變飽和現象；當應力水平較高時，在恒應力過程中會產生新的移動位錯，使蠕變能夠繼續進行。Alden的理論模型成功解釋了應力對室溫蠕變的影響，此外還分析了室溫蠕變的飽和現象和應力閾值的存在[25]。但該理論模型也是建立在一定的假設基礎上，且對于位錯的產生來源未明確說明。

4 蠕變模型

對于鈦合金蠕變，目前還沒有合適的蠕變模型能夠預測其室溫蠕變行為，但已經有大量的蠕變模型被用來擬合其高溫蠕變曲線。最先的Weertman模型[26]只考慮了位錯攀移；接著Harper和Dorn在Weertman研究的基礎上，提出了適用于高溫低壓蠕變機制的Harper-Dorn模型[27]。隨著壓力的增加，Harper-Dorn模型計算出來的蠕變速率與實際情況存在較大的誤差，限制了該模型的應用。目前廣大科研人員主要運用如式(1)所示的power-law蠕變模型[5, 16, 28]來擬合鈦合金蠕變行為：

(1)

表1 常規鈦及鈦合金的穩態蠕變速率方程及蠕變機制Table 1 Summary of steady-state creep rate equations and creep mechanisms for titanium and titanium alloys

近年來，材料基因工程技術得到了科研人員的廣泛關注，該技術可以縮短材料從發現到走向市場的時間，降低研發成本，從而促進制造業升級。在Ni基單晶超級合金蠕變機理的研究中[34, 35]，Vorontsov等[34]運用位錯相場模型模擬了Ni基單晶超級合金在蠕變初期位錯帶的運動，豐富了Ni基單晶超級合金蠕變初期的蠕變理論。鈦合金內部微觀組織結構復雜，目前該材料計算模擬主要集中在高溫、高應變速率及熱壓縮過程方面。例如AK4-1T鋁合金和Ti-6242鈦合金的研究均表明高溫拉應力作用下拉伸蠕變的蠕變速率通常較壓縮蠕變的蠕變速率高出4～10倍[36, 37]。例如利用晶體塑性有限元方法在雙態Ti-6Al-4V鈦合金體系上，開展了在室溫下高應變速率循環壓應力加載過程中模擬α、β兩相組織的演化規律及高應變速率下Ti-7Al鈦合金的蠕變本構方程及位錯運動等特征[38, 39]。諸多研究利用熱壓縮試驗機結合數值模擬方法和EBSD技術分析了Ti-6Al-4V鈦合金在熱壓縮過程中的組織演化及其流變應力的變化過程[40, 41]。Neeraj等[42]則將唯象理論和組織分析相結合研究了室溫下兩相Ti6242鈦合金和單相Ti-6Al鈦合金模型的蠕變行為，指出蠕變有很強的外加應力敏感性，并修正獲得了strain-rate-sensitive Hollomon law的本構方程。但常溫高水平應力作用下或海洋環境溫度低應變速率條件下的鈦合金壓縮蠕變方面，目前仍未見關于蠕變組織演化、位錯運動及本構關系方面的研究報道。未來晶體塑性有限元模擬、分子動力學模擬等基因組工程技術手段將會為鈦合金高壓壓縮蠕變機制、模型構建等方面的研究提供原子、分子層面的認識。此外，傳統的蠕變試驗時間長、成本高，為了縮短蠕變試驗時間、降低成本，科研人員提出了多種加速蠕變試驗。目前金屬材料的加速蠕變試驗有時溫疊加法、分級等溫法和應力松弛法。其中，應力松弛法使用最多，該方法較精確，且與傳統蠕變試驗結果吻合較好。郭進全等[43]在600 ℃對高溫材料1Cr10NiMoW2VNbN進行了多組短時應力松弛試驗和傳統蠕變試驗，結果發現，基于短時松弛試驗轉換得到的蠕變數據與常規蠕變試驗得到的蠕變數據結果吻合較好。目前，鈦合金高壓蠕變采用單軸壓應力模式進行研究，應力作用模式較為單一，與實際工況存在一定的差異，急需開展單軸向多軸作用模式的拓展試驗，或通過力學模型進行單軸向多軸力場作用的轉化，以便更為準確地描述外加高應力誘導的壓縮蠕變機理。科研人員通過對加速蠕變試驗標準方法的研究，借助服役環境等因素的有效嵌入，實現了環境因子、材料因子、結構因子和應力場等多因素多場耦合條件的準確模擬，完成了鈦合金高壓壓縮蠕變的深入系統研究，揭示了高壓壓縮蠕變的本構關系、物理內稟關系、界面化學反應等關鍵科學問題。

5 結 語

近年來，隨著海洋工業的迅速發展，海洋資源開采、海洋科學探索和海洋權益維護對海洋裝備的需求越來越大，相應地，對深海裝備的工作深度和工作能力也提出了新的挑戰，傳統的鋼制耐壓結構已經難以滿足深海裝備的要求。針對海洋環境的特點，海洋材料需要滿足多種性能需求，如良好的耐海洋腐蝕性、抗疲勞性和抗沖擊性等。鈦及鈦合金材料具有優良的耐海水腐蝕性能、高比強度、無磁性等優點，成為了大型海洋工程和承壓結構等大型設備的首選材料。深海海水活度較大，形成了一種苛刻的腐蝕環境，海水含鹽量高、導電性強且富含微生物，是一種天然的強腐蝕性介質[44, 45]。鈦合金作為海洋材料在深海中服役時，不僅會受到海水腐蝕，而且會受到海水靜水壓、海水腐蝕介質離子的移動等因素的綜合影響。此時，鈦合金材料的高壓蠕變性能對鈦合金大型結構件的安全性、穩定性以及全壽命期間的維護等有著直接的影響。因此，研究鈦合金的室溫高壓蠕變對鈦合金在深海工程裝備的運用中有著重要的意義。

研究者們對鈦合金高溫拉伸蠕變變形行為、失效機制和壽命預測方法都有了較為成熟的認識。高溫蠕變變形行為主要受位錯運動[6, 7]、空位擴散[8]和晶界滑動[9]所控制。蠕變理論的研究方法主要包括基于經典塑性力學的方法、基于空穴增長機制的方法和基于連續損傷力學理論的方法[46]。蠕變壽命的預測方法主要包括以持久強度實驗外推為主的Larson-Miller法、Orr-Sherby-Dorn法和Robinson線性斷裂法則；基于蠕變曲線分析的Omega法、θ投影法以及逐步外推法；基于物理機制的連續介質蠕變損傷模型預測方法[47]。國內外學者通過蠕變實驗、微觀組織結構分析和理論計算對鈦合金的室溫蠕變進行了研究，為鈦合金的應用提供了重要的理論依據。但鈦合金由高應力誘發的室溫蠕變機理還不明確，室溫高壓蠕變理論發展還不夠完備，也沒有合適的模型來預測鈦合金室溫高壓蠕變壽命，無法為我國深海重大工程裝備提供相應的數據支撐，急需開展在高靜水壓誘導的壓應力、剪切應力作用下的鈦合金蠕變內在機制研究并建立相關物理模型。鈦合金室溫高壓蠕變的研究雖可借鑒高溫蠕變的研究方法、結果作為參考，但由于其在海洋苛刻環境下服役的特征，目前仍急需開展的研究工作如下：

(1)深入系統地研究鈦合金室溫高壓蠕變機理，結合材料基因工程技術，通過蠕變實驗的宏觀結果及蠕變組織的微觀變化來構筑材料蠕變的物理模型，發展準確度高、具有普適性的壓縮蠕變理論。

(2)結合材料電化學及溶液化學，研究鈦合金在壓縮蠕變過程中的環境響應機制，建立鈦合金蠕變壽命預測的方法和模型，明確具有內嵌深海環境因子的鈦合金室溫高壓蠕變本構關系。

(3)建立試驗數據再現性高、試驗效率高的以TC4和艦船用Ti80合金等為代表的鈦合金室溫高壓蠕變模擬實驗方法及規范標準。