Ti6321鈦合金在Taylor桿沖擊下的動態斷裂微觀組織觀測

徐雪峰， 王琳,2,3， 程興旺,2， 劉安晉， Tayyeb Ali， 周哲，寧子軒， 張斌斌， 趙登輝

(1.北京理工大學 材料學院， 北京 100081; 2.北京理工大學 沖擊環境材料技術國家級重點實驗室， 北京 100081; 3.北京理工大學 爆炸科學與技術國家重點實驗室， 北京 100081; 4.洛陽船舶材料研究所， 河南 洛陽 471023; 5.中國兵器工業標準化研究所， 北京 100089)

0 引言

由于近α鈦合金具有低密度、高比強度、高斷裂韌性和優異的可焊性能等優點，因此被廣泛應用于海洋工程[1-5]。Ti6321合金是上海鋼鐵研究所20世紀80年代研制的一種新型的Ti-Al-Nb-Zr-Mo系近α合金[6]。Ti6321鈦合金除具有傳統鈦合金的優點外，還具有高強、高韌、可焊、耐蝕等綜合性能，受到了船舶及軍工領域的青睞，主要用于艦船的耐壓殼體，其加工工藝及力學性能也得到了學者們的廣泛關注[7-9]。陳海生等[10]通過不同熱處理方式獲得了Ti6321合金的等軸組織、雙態組織及魏氏組織，研究發現雙態組織材料具有最佳的力學性能。李梁等[11]利用Gleeble對Ti6321合金進行了熱模擬壓縮實驗，研究了Ti6321合金在高溫變形時的相關特性。同時，國外一些學者也對該合金的焊接后的組織和性能進行了相關的研究[12-13]。Taylor桿實驗由于其具有較高的應變率范圍(在104s-1以上)和簡單、高效、重復性好等優點，成為研究材料在高應變率沖擊下材料性能的常用方法之一[14-19]。

綜上可以發現，目前國內外對Ti6321鈦合金的研究主要集中在熱處理工藝對組織及準靜態力學性能的影響[20]，但有關高應變率的動態服役環境下的力學行為研究鮮有報道。本研究利用Taylor桿實驗設備測試Ti6321材料在高應變率下的力學性能，獲取不同組織材料在Taylor桿沖擊實驗中的臨界破壞參數，通過微觀結構分析得到材料在高應變率載荷下變形及損傷特點。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

本文所用Ti6321鈦合金名義成分為Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo，經差式掃描量熱儀測試材料相變點為970 ℃. 本次實驗采取兩種不同的熱處理工藝，即分別在900 ℃和1 030 ℃溫度下保溫1 h，然后在空氣中冷卻(AC)至室溫，從而獲得不同組織的Ti6321鈦合金，熱處理工藝如表1所示。

表1 Ti6321鈦合金的熱處理工藝

圖1為經過熱處理后兩種不同組織的Ti6321鈦合金金相圖。材料經過相變點以下熱處理后得到雙態組織，主要由次生α相與β相組成的片層組織和初生的等軸α相組成，相變點以上熱處理后得到魏氏組織，由片狀α相和殘余的β相組成。

圖1 Ti6321鈦合金原始組織圖Fig.1 Optical microstructure of Ti6321 alloy before test

1.2 Taylor桿實驗

Taylor桿沖擊實驗在中北大學進行，實驗裝置如圖2(a)所示，裝置由彈體發射器、測速儀、長圓柱形彈體及可以看作是平面的剛性靶組成。彈體尺寸為φ7.8 mm×25 mm，如圖2(b)所示，試樣表面精車至表面粗糙度小于1.6 μm. 彈體發射裝置為φ9 mm滑膛槍，發射速度范圍為100～400 m/s，彈體速度由裝藥量控制。靶板為400 mm×400 mm×50 mm長方體，材料為603裝甲防彈鋼，撞擊時為了確保彈體與板垂直撞擊需調整靶板姿態。

圖2 Taylor實驗裝置及子彈尺寸示意圖Fig.2 Schematic diagram of Taylor impact test device and size of cylinder

利用測速儀采集實驗過程中彈體的實際速度，收集實驗后試樣。若試樣在實驗過程中崩斷，盡可能地收集所有的破碎部分、記錄實驗后的彈體狀態并測量彈體的相關外形數據。將彈體崩斷部分進行清洗并通過掃描電子顯微鏡(SEM)觀察斷口形貌。將彈體沿中軸線切開、拋光，然后在2%HF+10%HNO3+88%H2O(體積分數)的溶液中腐蝕約10 s，進行微觀觀察，以研究其變形損傷。

2 結果與討論

2.1 Taylor桿測試結果

根據Taylor桿沖擊實驗分析[16-17,21]，試樣的變形完全局限于頭部，彈體的總塑性應變εp為

(1)

式中：Lo、Lr、Lu分別為試樣原始長度、撞擊后剩余長度以及撞擊后未變形部分長度(見圖3)。圖3中Do為撞擊前原始直徑，Df為撞擊后試樣底部直徑。

圖3 Taylor實驗后的試樣變形參數Fig.3 Deformation parameters of sample after Taylor test

由于假定減速度是均勻的，因此沖擊持續時間T為

(2)

式中：v為撞擊速度。

(3)

同時根據所得Lo、Lr、Lu結合彈體在實驗過程中的速度及密度參數可以求出，該條件狀態下彈體的應力值σs，公式為

(4)

式中：ρ為合金密度。

將各試樣在Taylor桿沖擊實驗過程中實驗參數、實驗前后彈體的外形數據、彈體狀態以及計算所得的彈體應變和應變率記錄表2中，彈體的撞擊速度范圍為146～228 m/s，平均應變率范圍為0.97×104～1.24×104s-1. 并且根據撞擊后彈體形狀的不同，將撞擊后彈體狀態主要分為輕微塑性變形、塑性變形、裂紋及崩斷，如圖4所示。

圖4 彈體狀態Fig.4 Macro-morphologies of Taylor cylinders

將不同組織狀態彈體的臨界破壞速度、臨界斷裂應變及臨界斷裂應變率計算結果如表3所示。

彈體在塑性變形階段，未發生破壞，故可以計算出該撞擊速度下彈體的塑性應變數值，圖5為彈體的沖擊速度v與塑性應變εp之間關系。從圖5中可以看出在Taylor桿沖擊實驗中，彈體的撞擊速度與其應變數值呈線性關系，彈體的應變數值隨著實驗的撞擊速度的增加而增加。

從表2可以看出，Taylor桿沖擊實驗過程中，Ti6321材料所承受的應變率均達到了104s-1量級。由表3可知，雙態組織和魏氏組織的臨界斷裂應變分別為0.169和0.108，兩種組織的臨界斷裂應力分別為1 693 MPa和1 599 MPa. 可以看出雙態組織相比于魏氏組織均具有相對較高的臨界破壞參數，即雙態組織的臨界破壞速度、臨界斷裂應變、臨界斷裂應變率及臨界斷裂應力均高于魏氏組織的對應數值。臨界破壞參數反映了不同組織材料在高速沖擊過程中的抗沖擊破壞能力[22]，說明在Taylor桿沖擊實驗中，相比于魏氏組織，雙態組織具有更好的抗沖擊破壞能力。

表2 實驗參數及結果

表3 彈體臨界破壞參數

圖5 彈體沖擊速度與塑性應變之間關系Fig.5 Relationship between the impact velocity of cylinder and the plastic strain

在Taylor桿沖擊實驗過程中，相比于魏氏組織，由于雙態組織中等軸的初生α相含量高，且β相中的次生α相呈片狀析出，由于片狀α具有較高的縱橫比，在沖擊過程中使得裂紋擴展方向頻繁改變，從而為裂紋的擴展提供了更長的路徑，因此能夠吸收更多的能量[10]。而魏氏組織是在相變點以上溫度加熱得到的，在冷卻過程中，晶界中的新生α相以平直的片狀沿晶界向晶內生長，即其縱橫比低，而且晶界內大量片層α相的存在使得斷裂特性由晶間斷裂轉為晶內斷裂，從而使其抗沖擊性能降低。

2.2 斷口形貌分析

圖6 Taylor桿沖擊后彈體斷口顯微圖Fig.6 Micrographs of fracture surfaces after Taylor bar impact test

圖6為兩種組織Ti6321彈體Taylor桿沖擊實驗后的斷口形貌，可以看出：斷口區域主要由光滑熔融區域和韌窩區域兩部分組成，二者之間的界限并不明顯，但不同的是魏氏組織Ti6321合金，在Taylor桿沖擊實驗后，斷口中的平滑熔融區域所占比例更多，韌窩區域更小，而且韌窩區域主要以較淺的沿剪切方向明顯拉長的韌窩為主；雙態組織斷口中的韌窩區域所占比例更高，而且韌窩皆為較深的等軸狀韌窩。從斷口形貌可以看出，在Taylor桿實驗中雙態組織的Ti6321材料具有更好的塑性。

一般地，金屬材料在高應變率加載條件下，由于發生了高度集中的局部變形從而產生剪切帶，在剪切帶內部塑性功將在極短的時間內轉化為熱量，并導致材料產生絕熱溫升。在Taylor桿實驗中，剪切區域的突然溫升甚至超過了鈦合金的熔點溫度，使得合金在主剪切面上發生熔化[16-17]，如圖7所示。熔化的合金液體受剪切應力驅動，在剪切面上沿最大剪切應力方向流動，最終在斷裂面內形成光滑表面。

圖7 T1-6材料Taylor桿沖擊實驗下彈體嚴重熔化區域SEM圖Fig.7 SEM micrograph of seriously melting regions of T1-6 after Taylor bar impact test

2.3 微觀組織分析

圖8為Taylor桿實驗后雙態組織試樣撞擊端的微觀形貌圖，從中可以看出，在實驗過程中，為了承載劇烈的沖擊載荷，組織均發生了明顯的塑性變形。通過金相分析軟件Nano Measurer測量得出，加載速度由146 m/s(見圖8(a))增加至228 m/s(見圖8(b))時：初生α晶粒平均尺寸由25.3 μm減小至16.7 μm；次生α相和β相均在載荷作用下變形、碎化，并且在高應變率和高應變條件下，材料的變形和碎化程度增加。這是由于相較于初生α相，次生α相尺寸更小，較小的α相結構內更加容易導致位錯的塞積且不利于塑性變形，因此在加載過程次生α相的破壞程度更加嚴重。

圖8 T1材料彈體加載后撞擊端的微觀形貌Fig.8 Micrographs of impact part of T1 under dynamic compression loading

圖9為Taylor桿實驗后魏氏組織試樣撞擊端的微觀形貌圖(箭頭方向為受力方向)。由圖9可以看出，加載后片層組織發生了明顯的變形，并且在高應變率和高應變條件下，片層組織沿受力方向顯著拉長。

圖9 T2彈體加載后撞擊端的微觀形貌Fig.9 Micrographs of impact part of T2 under dynamic compression loading

Taylor桿沖擊實驗后，在崩斷的彈體剖面處出現了裂紋，如圖10所示，可以看出裂紋周圍以及各裂紋的連接處均有明顯的絕熱剪切帶(ASB)，而且在剪切帶附近晶粒沿剪切帶方向發生明顯的塑性變形。由于隨著材料的變形，其塑性功轉化為熱量引起絕熱升溫，導致熱塑性失穩，產生局部化變形，形成絕熱剪切帶的形成和發展，即在加載過程中，彈體均發生了剪切失穩現象[16-17]。對比圖10(a)、圖10(b)可以發現，雙態組織和魏氏組織中產生的絕熱剪切帶平均寬度分別為3.3 μm和5.4 μm，長度分別為264.4 μm和737.7 μm. 這是由于相較于等軸狀的初生α相，片層狀的次生α相更加容易導致位錯的塞積且不利于材料的塑性變形，導致材料局部變形嚴重，從而導致更加嚴重的絕熱剪切行為發生。而雙態組織中，片層組織含量更低，因此雙態組織相比魏氏組織具有更低的絕熱剪切敏感性。

圖10 Taylor桿實驗加載后絕熱剪切形貌Fig.10 Adiabatic shear morphology after Taylorbar impact test

3 結論

本文利用Taylor桿實驗對不同組織的Ti6321鈦合金在高應變率載荷下的動態損傷及斷裂行為進行研究，得出結論如下：

1)Taylor桿沖擊實驗中，彈體的應變數值隨著實驗的撞擊速度的增加而增加。雙態組織的Ti6321材料在Taylor桿沖擊實驗中，具有更好的抗沖擊破壞能力。

2)在Taylor桿沖擊實驗中，兩種組織狀態的斷口均可以分為兩類區域：光滑熔融區域和韌窩區域，二者之間的界限并不明顯。兩種組織斷裂面的光滑區域并無明顯差異，而在韌窩區域，雙態組織均以等軸韌窩為主，魏氏組織韌窩則沿剪切方向被明顯拉長，且魏氏組織的韌窩較雙態組織更淺。

3)加載后彈體的顯微組織均發生了明顯的變化。在高應變率和高應變條件下，雙態組織的初生α晶粒平均尺寸由25.3 μm減小至16.7 μm，次生α相和β相在載荷作用下發生嚴重變形、碎化；對于魏氏組織的彈體，加載后次生α相沿受力方向顯著拉長。

4)Taylor桿沖擊實驗后，彈體均發生了絕熱剪切破壞，雙態組織Ti6321合金具有更低的絕熱剪切敏感性。