高壓條件下鈦合金材料組織演變及力學性能研究

（湖南勞動人事職業學院，湖南 長沙 410100）

鈦元素相對原子質量為47.9，原子序數為22，在高溫穩定狀態下，即在880℃～1600℃之間為立方晶格結構；在低溫穩定狀態下，即在小于880℃時為密排六方結構。其中前者稱之為β鈦，后者稱之為α鈦。兩個相下的常數分別為0.328μm和0.295μm。鈦材料的致密度為0.7405，具有密度小、強度高、硬度高、耐化學腐蝕性強、吸氣性能高、彈性模量低以及優異的常、高溫力學性能等特點，可以很好的應用到軍事領域以及化工領域中[1-2]。此次研究以鈦合金金相狀態為研究前提，參考現有的檢測方法，分析高壓條件下，鈦合金材料組織演變及力學性能。

1 提取鈦合金金相狀態特征

為了得到鈦合金材料的力學性能，采用兩種狀態的鈦合金，進行組織演變分析。

（1）原始態組織。原始態組織下選擇的TA15鈦合金組織，其板材厚度為2mm。根據原始板材的金相組織圖像可知，此類型原始板材包括α和β兩相，其中α相的顏色較為鮮明，β相的顏色較為暗沉。同時β相主要分布在α晶界處，從板材的整體來看，呈均勻分布狀態。在高溫高壓測試條件下，鈦合金材料軋制變形，材料內部內應力比較大，導致晶粒晶界腐蝕處難以辨別，因此通過EBSD分析手段，進一步研究鈦合金材料的微觀組織特點。

在原始材料的反極圖中，明確標出α相和β相的晶粒形貌。根據測試結果可知，TA15鈦合金組織沒有經過充分的再結晶退火，且其內容存在大量變形組織，因此可以斷定在高溫高壓條件影響下，軋制過程時材料發生了動態再結晶的現象，當晶界處的再結晶晶粒長大時，又發生了塑性變形，導致材料內部產生位錯，形成獨特的小角晶界，最終形成如下圖1中（a）所示的組織形態。

圖1 原始態、退火材料反極圖

從上圖中還可以看出，許多相晶粒都為紅色，說明原始態組織中存在較為明顯的織構，至此完成對原始態組織鈦合金材料的金相分析。

（2）退火態組織。退火態組織下的鈦合金，要求真空退火溫度控制在900℃上，同時要求其保溫時效為24小時。當爐冷降低至800℃時，再繼續保溫24小時。退火后的鈦合金材料組織，同樣分為兩個不同的部分，其中顏色較亮的部分為材料α相，顏色較暗的部分為材料β相。β相主要分布在晶界處且形態極為細小。與退火之前相比，材料的晶界腐蝕狀態直觀差異巨大，說明在高壓退火過程中，鈦合金材料中的元素充分擴散，其中α相中的穩定元素為Al，β相中的穩定元素為Mo和V，同時都含有中性元素Zr。軋制操作完畢后，材料內部元素的擴散條件不足，有一些β相中的穩定元素，滯留在α相中，致使α相和β相的致晶界模糊不清，同時此階段種元素Mo和V向晶界處移動，致使材料出現再結晶現象，形成退火后的穩定等軸結構組織，此時的β相彌散分布在晶界處。

根據退火后鈦材料的反極圖分布狀態可知，充分再結晶后的鈦合金材料，其內晶粒大小以及分布狀態更加均勻，其晶粒大小由原始態組織下的3.2μm，增加到7.2μm，而β相含量的變化并不顯著。說明此時的材料錯密度狀態較低，軋制引起的變形組織，已經被全部消除。圖1（b）所示結果，就是退火后的材料反極圖。根據（b）可以看出，退火后的材料依舊保持退火前的織構，不過此時的織構強度已經下降，且不再產生新的再結晶織構。通過上述對原始態組織、退火態組織的分析，提取鈦合金金相狀態特征。

2 計算鈦合金材料組織演變速率

根據目前的研究結果，可知高壓條件約束下，鈦合金材料組織演變速率不一，因此從兩個角度上，分析疲勞裂紋擴展速率：一項為與循環載荷相關的疲勞項，另一項為保載時間及載荷相關的保載項，計算表達式為：

而此次研究以上述公式為研究前提，設置兩個研究角度分別為：與循環載荷相關的疲勞項、與時間相關的保載項。因此引入保載時間t，同時結合最大保載應力水平影響裂紋擴展速率的物理量λ，得到全新的公式：

公式中：x表示裂紋長度；M1、M2分別表示與疲勞循環載荷、相關的材料常數；ΔK表示斷裂動態變化值；ΔK1、ΔK2表示小裂紋擴展門檻、長裂紋擴展門檻值；m1、m2分別表示疲勞循環載荷、保載部分相關的，裂紋擴展速率曲線的斜率；n1、n2分別表示疲勞循環部分、保載部分的影響能力；Kmax表示最大應力強度因子；Kmin表示最小應力強度因子；K0表示鈦合金材料斷裂韌性；H表示裂紋尖端彈塑性修正因子；φ1表示材料的流變應力；φ2表示材料屈服應力；b 表示無效裂紋值；R表示疲勞循環載荷應力比。

通過上述計算發現，對于給定的應力峰值，隨著保載時間的增加，鈦合金材料的保載疲勞壽命隨之降低，當保載時間到達一個定值后，接近一條漸近線，由此可知，鈦合金的壽命隨著保載時間的增加而降低，但該降低不是線性遞減的，而是呈指數降低趨勢。因此為了準確計算鈦合金材料組織演變速率，根據此次分析的保載時間，對疲勞裂紋擴展行為的影響，修正上述公式（3）公式（4）以及公式（5），通過加入與保載時間相關的參數η，加強上述公式進行影響分析，可以準確預報保載時間與裂紋擴展行為之間的關系。需要注意，要求該參數η大于0小于1。

3 測試高壓條件下的鈦合金力學性能

通過上述過程，計算鈦合金材料組織演變速率，然后測試高壓條件下的鈦合金力學性能。為了保證測試結果的真實性和準確性，設置其他四個測試穩定，高壓溫度條件分別為940℃、960℃、970℃以及980℃，同樣固溶24小時，在空冷條件下，分析不同固溶溫度對上述三個參數的影響。下表1為高壓條件下，固溶溫度為950℃時，鈦合金時效處理制度。

表1 鈦合金時效處理制度

殘余應力消除測試中，力學性能檢測試樣的標距為20mm。在SANS-CMT5303微機控制電子萬能試驗機上，對制備的拉伸試樣進行檢測，將該設備的加載速度，控制在1mm/min。再設置硬度和沖擊韌性測試條件。此階段的測試在顯微硬度儀上進行，首先將鈦合金試樣進行打磨拋光，然后設置儀器的保荷時間為5s，加載負荷為500N，取平均值作為該試樣的硬度值，在型號為SANS–ZBC2302-4的沖擊試驗機上進行硬度和沖擊韌性檢測。表2、表3為不同固溶溫度條件下，鈦合金材料的微觀組織變化情況。

表2 不同固溶溫度下的鈦合金微觀參數變化（一）

表3 不同固溶溫度下的鈦合金微觀參數變化（二）

根據表1與表2中的數據可知，高壓條件下，固溶處理的冷卻速率和固溶溫度，影響鈦合金強度和塑性，同時也影響鈦合金沖擊韌性。至此在高壓條件下，實現對鈦合金材料組織演變及力學性能的檢測與分析。

4 結束語

隨著國家各項技術的開發，對于鈦合金的利用范圍、利用方式以及利用效率，都在不斷增加，因此對于具有鈦合金硬件、結構等設備的保護是十分必要的。此次研究通過上述分析過程，實現了在高壓條件下，對鈦合金基本性能的研究。此次研究的創新性，針對鈦合金材料的保載疲勞裂紋擴展行為，進行了詳細分析，通過裂紋擴展速率計算公式，獲取影響鈦合金組織演變的基本參數，為測試材料力學性能，提供更加全面的研究數據。今后的研究工作中，可以在水下進行測試，同樣滿足高壓測試條件，為鈦合金材料的制備與設計，提供多樣化的實驗數據。