大規格Ti80合金棒材沖擊韌性各向異性研究

汪啟明，楊晶,3，陳海生，劉向宏，王濤，何龍龍，王凱旋，羅錦華

(1.西部超導材料科技股份有限公司特種鈦合金材料制備技術國家地方聯合工程實驗室，陜西西安 710018)

(2.西安市特種鈦合金制備及仿真技術重點實驗室，陜西西安 710018)

(3.西北工業大學，陜西西安 710072)

Ti80合金名義成分為Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo，是一種Al含量較高并含有β型穩定元素Nb的近α型鈦合金，具有質輕、無磁性、耐高溫、耐腐蝕以及特別耐海水和海洋大氣腐蝕的特點，并且具有較高的強度、沖擊韌性和可焊性[1-3]，是優異的輕金屬材料，被譽為“海洋金屬”。研究人員對Ti80合金的顯微組織特征、鍛造加工工藝以及熱處理工藝進行了大量研究[4-9]，并將其作為結構材料大量應用于艦船及海洋工程領域。當艦船在海水中服役時，因受到海浪的沖刷及海上漂浮物的撞擊，需要承受巨大的沖擊載荷作用[2]。為了保障材料的使用安全性，沖擊韌性是一項至關重要的力學性能指標，因而有必要對Ti80合金沖擊韌性的影響因素及作用機理開展更深入的研究。

采用熱軋鍛造方式加工的Ti80合金棒材，在經過退火熱處理后，其組織表現為等軸組織，由等軸狀初生α相構成，而鈦合金的力學性能主要由α相的含量、形態以及織構等因素決定[10]。α相的密排六方結構（hcp）所具有的低對稱性使鈦合金在鍛造過程中，在溫度場和應力場的耦合作用下，沿不同方向變形時滑移系的啟動存在各向異性，其顯微組織呈現出明顯的方向性，從而導致力學性能表現出各向異性[10-14]。因此，在生產檢測中發現鈦合金不同方向的沖擊韌性存在一定的差異，但關于此類現象原因的分析鮮有報道。故選取大規格Ti80合金棒材作為研究對象，對其不同方向的沖擊韌性進行研究，并通過斷口形貌以及微觀組織結構分析，對沖擊韌性的各向異性現象進行解釋，以期為鈦合金棒材的實際生產應用提供一定的指導。

1 實驗

實驗原材料為經3次真空自耗電弧爐熔煉的Ti80合金鑄錠，鑄錠規格為φ720 mm，其化學成分如表1所示。鑄錠首先經4500 t壓機在相變點以上開坯鍛造以充分破碎鑄態組織，然后在相變點以下經多次鐓拔變形后鍛造成φ300 mm的大規格棒材。

表1 Ti80合金鑄錠化學成分（w/%）Table 1 Chemical composition of Ti80 alloy ingot

對鍛態Ti80合金棒材進行900 ℃/240 min/AC整體熱處理，切除爛頭后在其頭部切取75 mm厚的試樣片。按圖1所示，在試樣片R/2處弦向分別取C-L方向（缺口的開口面與棒材軸向垂直）和C-R方向（缺口的開口面與棒材軸向平行）標準V口沖擊試樣。按照GB/T 229—2020《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》，在室溫下使用ZWICK擺錘沖擊試驗機完成V口沖擊測試。使用OLYMPUS立式金相顯微鏡（OM）觀察微觀組織。采用JSM-IT700HR掃描電子顯微鏡（SEM）對斷口形貌進行觀察和表征。為了了解沖擊斷口微觀變形特征，利用掃描電子顯微鏡附帶的背散射電子衍射儀（electron back scatter diffraction,EBSD）對與缺口所在面垂直的斷口側面進行表征，以得到不同開口方向（C-L方向和C-R方向）沖擊試樣斷口側面的反極圖（inverse pole figure,IPF）及局部取向差（kernel average misorientation,KAM）圖。

2 結果與討論

2.1 微觀組織

圖2為熱處理態Ti80合金棒材R/2處橫、縱截面不同放大倍數的微觀組織形貌。由圖2可知，熱處理態Ti80合金棒材橫、縱截面的顯微組織均由大量初生α相和少量β轉變組織組成。不同的是，棒材橫截面顯微組織中初生α相絕大多數呈現為相對均勻的等軸狀（見圖2a、2b），而縱截面顯微組織中除了可以看到大量等軸狀初生α相外，還能觀察到具有明顯方向性的長條狀初生α相（見圖2c、2d），它們沿著棒材軸向被拉長，這種長條狀初生α相與棒材縱向低倍組織中肉眼可見的縱向流線方向一致，與棒材軸向平行。不同形態的初生α相主要歸因于Ti80合金棒材鍛造過程中原始棒狀初生α相在溫度場及應力場的耦合作用促使下發生了動態再結晶，并逐漸向等軸晶粒轉變，而由于棒材拔長時的軸向應變較大，部分棒狀初生α相沿棒材軸向被拉長[6]。

圖2 熱處理態Ti80合金棒材橫、縱截面顯微組織Fig.2 Microstructures of heat-treated Ti80 alloy bar: (a,b) cross section; (c,d) longitudinal section

2.2 沖擊韌性

大規格Ti80合金棒材R/2處弦向不同缺口方向（C-L方向和C-R方向）樣品的沖擊韌性測試結果如圖3所示。從3組試樣的測試結果可以看出，Ti80合金棒材C-R試樣的沖擊韌性均顯著高于C-L試樣，平均沖擊吸收能量高出約17 J。

圖3 Ti80合金棒材不同缺口方向樣品的沖擊韌性Fig.3 Impact toughness of Ti80 alloy barspecimens at different notched directions

2.3 斷口分析

圖4為掃描電子顯微鏡下Ti80合金棒材C-L方向和C-R方向沖擊試樣的斷口形貌。圖4a、4b為沖擊斷口的整體形貌，可以看出不同方向沖擊斷口均呈現出典型的韌性斷裂特征，斷口由裂紋源區、裂紋擴展區和瞬時斷裂區3個區域構成，斷面呈灰暗色，整體起伏不平。對比不同方向沖擊斷口的邊緣形貌，可以明顯發現C-R試樣的剪切唇區占比更大，且凸起更明顯，這意味著在C-R試樣中發生了更加劇烈的塑性變形，斷口邊緣產生了更顯著的類似“頸縮”的現象。另外，從圖4c、4d可以看出，整個裂紋源區及擴展區均存在明顯的撕裂棱和擴展裂紋。

圖4 Ti80合金棒材不同方向沖擊試樣的斷口形貌Fig.4 Fracture morphologies of Ti80 alloy barspecimens impacted in different directions:(a,c,e) C-L specimen; (b,d,f) C-R specimen

不同方向沖擊試樣的截面組織均為棒材縱向組織，存在沿棒材軸向被拉長的長條狀初生α相。不同的是，在C-L試樣中，沖擊加載方向與長條狀初生α相平行，而在C-R試樣中，沖擊加載方向與長條狀初生α相垂直。對比不同方向的沖擊斷口，整體上可以看出，C-L試樣斷面較平坦，而C-R試樣斷面起伏程度更大。對于C-L試樣，初生α相被拉長的方向恰好與裂紋擴展方向平行，有利于裂紋沿載荷方向擴展，沖擊斷面相對較平整，可以觀察到細小的孔洞和斜向擴展的微裂紋（見圖4c）；而對于C-R試樣，斷面中存在大量明顯的橫向二次裂紋，靠近缺口部位的裂紋較大較深，遠離缺口部位的裂紋逐漸減少，裂紋深度變淺且分布更分散（見圖4d）。這意味著在裂紋萌生及擴展過程中，由于裂紋擴展方向與長條狀初生α相被拉長的方向垂直，裂紋不易直接穿過長條狀的初生α相邊界，傾向于先沿著拉長的初生α相邊界橫向擴展[12]，從而形成如圖4d所示的大量橫向裂紋。這種二次裂紋的產生也需要額外的能量[15-16]，因此C-R試樣的沖擊韌性顯著高于C-L試樣。以上分析表明，拉長的初生α相起到了顯著阻礙裂紋沿斷裂方向擴展的作用。

另外，纖維區位于斷口中央區域，斷面粗糙不平，其顯微形貌特征表現為韌性斷裂中典型的“韌窩”花樣，如圖4e、4f所示。“韌窩”花樣是韌性斷口上最常見的形貌，試樣在外加載荷下形成顯微空洞，在塑性變形的過程中不斷合并、長大，當塑性變形累積到一定程度時，顯微空洞逐漸擴大聚合成為連續斷面，最終在切應力的作用下自剪切唇處斷開，每個空洞位置就形成了一個韌窩[17-18]。從圖4e、4f可以看出，C-L試樣斷口纖維區韌窩大多呈等軸狀，而C-R試樣韌窩呈現更明顯的韌性脊（如圖4f中箭頭所指亮白色區域），且韌窩尺寸相比C-L試樣更大更深，說明其承擔了更劇烈的塑性變形，所以具有更高的沖擊功。

圖5為Ti80合金不同沖擊方向試樣斷口側面的IPF圖和KAM圖。IPF圖中不同的顏色代表著晶體坐標系與樣品坐標系不同的取向關系。由圖5a、5c可以看到，所選區域均基本由等軸狀初生α相構成，且晶粒取向基本呈現隨機分布，無明顯擇優取向。

圖5 Ti80合金棒材不同沖擊方向試樣斷口側面的IPF圖和KAM圖Fig.5 Cross-sectional IPF maps and KAM maps of Ti80 alloy barspecimensfracture impacted in different directions:(a) C-L specimen,IPF; (b) C-L specimen,KAM; (c) C-R specimens,IPF; (d) C-R specimen,KAM

研究表明[19]，材料中局部取向差的分布與幾何必要位錯的分布保持高度一致，從而反映了材料的變形程度。因此，KAM圖一般用來表征晶體材料局部應變的分布情況，可以清晰地展示變形后晶體材料內部晶界以及相界處的應變分布情況。從斷口側面的KAM圖可以明顯看出，2種不同缺口方向（C-L方向和C-R方向）樣品中α相內部的KAM值均較低，而高KAM值主要集中在α相邊界處（見圖5b、5d），表明位錯堆積和裂紋萌生優先在相界處發生。另外，值得注意的是，C-R試樣斷口側面的高KAM值分布區域顯著多于C-L試樣（圖5b、5d中紅色及綠色區域），這意味著C-R試樣斷口附近整體位錯數量更多，表明在裂紋萌生及擴展的過程中C-R試樣發生了更嚴重的塑性變形，這需要消耗更多的沖擊能量，因此具有較高的沖擊韌性。

結合上述分析，繪制出Ti80合金棒材C-L試樣和C-R試樣斷口中裂紋擴展路徑示意圖，如圖6所示。對于C-L試樣，截面中長條狀初生α相被拉長的方向與沖擊載荷的方向平行，裂紋主要沿初生α相邊緣甚至是沿長條狀初生α相邊緣進行擴展（分別如圖6中箭頭1和箭頭2所示）。而對于C-R試樣，截面中長條狀初生α相被拉長的方向垂直于沖擊載荷的方向，沖擊裂紋的擴展會受到長條狀初生α相的阻擋，裂紋不易直接穿過長條狀的初生α相，傾向于先沿著拉長的初生α相邊界橫向擴展（圖6中箭頭3所示），這個過程需要消耗更多的能量，因此C-R試樣具有更高的沖擊功。

圖6 Ti80合金棒材不同沖擊方向試樣的裂紋擴展路徑示意圖Fig.6 Schematic illustrations of crack propagation paths for Ti80 alloy bar specimens fracture impacted in different directions: (a) C-L specimen; (b) C-R specimen

3 結論

(1)?300 mm大規格Ti80合金棒材C-R方向的沖擊韌性明顯高于C-L方向。

(2) 熱處理態Ti80合金棒材縱截面組織中除等軸狀初生α相外，還存在長條狀初生α相。在C-R方向沖擊試樣中，長條狀初生α相與裂紋擴展方向垂直，沖擊試樣斷面起伏更為劇烈，并且可以觀察到大量橫向裂紋。長條狀初生α相起到了顯著阻礙裂紋擴展的作用，從而提高了大規格Ti80合金棒材C-R方向的沖擊韌性。

(3) 沖擊試樣變形過程中，裂紋萌生更優先在相界處產生，C-R試樣中與裂紋擴展方向垂直的長條狀初生α相導致其發生了更嚴重的塑性變形，消耗了更多能量，因此具有更高的沖擊韌性。