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(xué) 粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南 長沙 410083)

0 引 言

目前，已有很多關(guān)于鈦合金力學(xué)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(jì)大偉等人[18]通過分析微觀組織及織構(gòu)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(xué)性能各向異性的機(jī)制。Song等人[19]研究了熱軋工藝條件對Ti-6Al-4V合金力學(xué)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(dǎo)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(qiáng)烈織構(gòu)的板材，然后通過微觀組織表征研究α相形貌及織構(gòu)對Ti-55531合金拉伸性能的影響規(guī)律，并深入分析其內(nèi)在機(jī)制，為織構(gòu)控制及后續(xù)材料力學(xué)性能的改善提供一定的實(shí)驗(yàn)及理論依據(jù)。

1 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)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(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))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(zhuǎn)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(shí)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(shí)驗(yàn)在LO-500型軋機(jī)(軋輥直徑為180 mm，工作寬度為500 mm)上進(jìn)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(nèi)加熱5 min。試樣軋制完成后立即進(jìn)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(gòu)，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(xué)試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)。SEM觀察在Quanta FEG 250型掃描電鏡上進(jìn)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(jìn)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(shí)驗(yàn)結(jié)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(shí)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(xiàn)明顯的屈服現(xiàn)象。但相比于沿TD方向拉伸(延伸率為14.13%，極限抗拉強(qiáng)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(qiáng)度(1 129 MPa)。

表1 Ti-55531合金軋板沿不同方向拉伸時(shí)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(xué)性能各向異性的成因機(jī)制，分別在軋板垂直于RD和TD的平面內(nèi)(即TD-ND面、RD-ND面)取SEM樣品，其對應(yīng)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(xiàn)，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(nèi)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(xiàn)部分α相發(fā)生了破碎球化，α/β界面出現(xiàn)圓弧溝槽，導(dǎo)致α/β界面呈現(xiàn)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(dǎo)致α相與β基體的半共格關(guān)系破壞不充分，無法為α相的球化提供足夠的驅(qū)動力。

2.3 軋板宏觀織構(gòu)

圖5 Ti-55531合金軋制后的宏觀織構(gòu)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(shí)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(jī)制。對比圖7和圖8可以發(fā)現(xiàn)，軋板沿不同方向拉伸時(shí)，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(jié)構(gòu)的β基體比hcp結(jié)構(gòu)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(chǎn)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(dǎo)致沿RD方向拉伸時(shí)，α相長邊平行于外力方向，而沿TD方向拉伸時(shí)，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(kuò)展阻力2個(gè)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(guān)，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(shí)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(kuò)展的作用。裂紋的擴(kuò)展方向垂直于受力方向，由于α相平行于RD方向分布，導(dǎo)致沿RD方向拉伸的裂紋擴(kuò)展難度(穿晶)高于沿TD方向拉伸時(shí)的裂紋擴(kuò)展(沿晶)難度，即裂紋擴(kuò)展阻力更大，因此具有更好的塑性。

3.2 α相織構(gòu)的影響

由2.3節(jié)的實(shí)驗(yàn)結(jié)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(gòu)。當(dāng)沿TD方向拉伸時(shí)，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(shí)，基面型滑移系的Schmid因子接近為0，基本不能啟動，此時(shí)以棱柱型滑移系和棱椎型滑移系為主。而沿TD方向拉伸時(shí)，基面型滑移系比較容易啟動，此時(shí)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(gòu)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(dāng)樣品沿RD方向拉伸時(shí)，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(yīng)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(shí)，柱面型滑移系更加容易啟動，即柱面滑移系占主導(dǎo)，材料具有更低的強(qiáng)度。而樣品沿TD方向拉伸時(shí)，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(dǎo)，導(dǎo)致材料強(qiáng)度明顯提升。

圖9 Ti-55531合金軋制后α相內(nèi)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(chǎn)生一方面會細(xì)化晶粒，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動，從而產(chǎn)生霍爾佩奇強(qiáng)化效應(yīng)[23]，另一方面，孿晶界使可動位錯(cuò)變?yōu)椴豢蓜游诲e(cuò)，從而使孿晶區(qū)域比非孿晶區(qū)域強(qiáng)度更高，產(chǎn)生Basinski強(qiáng)化效果[24]。沿TD方向拉伸時(shí)，孿晶容易形核，從而會導(dǎo)致Ti-55531合金軋制后的樣品沿TD方向拉伸后產(chǎn)生大量孿晶，而沿RD方向拉伸時(shí)則不會出現(xiàn)大量孿晶，這種孿晶形核的差異性，導(dǎo)致沿TD方向拉伸時(shí)出現(xiàn)明顯的孿晶強(qiáng)化。不同滑移系和孿晶系啟動差異性的共同作用導(dǎo)致Ti-55531合金的強(qiáng)度存在明顯的各向異性。

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

4 結(jié) 論

(1)Ti-55531合金經(jīng)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(nèi)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(shí)力學(xué)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(qiáng)度，TD方向則具有更高的極限抗拉強(qiáng)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(qiáng)度的各向異性主要由沿不同方向拉伸時(shí)滑移系和孿晶系的啟動差異性引起。