徐欣，王琳，王瑞顯，扈勇強(qiáng)，龔自正，張品亮

（1.中國(guó)空間技術(shù)研究院航天東方紅衛(wèi)星有限公司，北京 100094；2.北京理工大學(xué)材料學(xué)院，北京 100081；3.北京衛(wèi)星環(huán)境工程研究所，北京 100094）

1 引言

近年來，人類航天活動(dòng)日益頻繁以及大規(guī)模星座的部署，造成空間碎片日益增多，外空環(huán)境日益惡化，對(duì)在軌航天器構(gòu)成了嚴(yán)重威脅。目前遙感類航天器姿軌控的推進(jìn)系統(tǒng)大量采用鈦合金材料為結(jié)構(gòu)支撐[1-3]，面對(duì)日益惡化的空間碎片環(huán)境，以及航天裝備輕量化的需求，研發(fā)新型航天器結(jié)構(gòu)鈦合金支撐材料一直是眾多學(xué)者研究的焦點(diǎn)。

新型鈦合金密度小，具有較高的比強(qiáng)度、耐腐蝕等優(yōu)良特性。面對(duì)航天裝備中新型鈦合金在空間惡劣服役環(huán)境下的力學(xué)行為以及微觀組織演化，國(guó)內(nèi)外研究人員[4-8]探究了不同組織的鈦合金在高溫高應(yīng)變率加載下力學(xué)性能與微結(jié)構(gòu)演化。本研究所用的Ti-5553(Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr) 合金是由俄羅斯VT22 合金發(fā)展而來的一種新型近β鈦合金，是目前國(guó)際上新型的高強(qiáng)高韌鈦合金，具有強(qiáng)度高（可達(dá) 1300MPa 以上）、韌性好（延伸率超過 6% ）[9-13]的優(yōu)勢(shì)特性，已經(jīng)部分取代了Ti-1023鈦合金，用于波音787的起落架和框架結(jié)構(gòu)以及空客A380 飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)吊掛接頭的關(guān)鍵承力部位[14-18]。

空間碎片環(huán)境為高溫、高速的極端環(huán)境，而目前關(guān)于Ti-5553 合金的動(dòng)態(tài)性能研究主要集中于室溫下高應(yīng)變加載下力學(xué)特性，以及組織結(jié)構(gòu)演化[19-22]，而關(guān)于其高溫狀態(tài)及高應(yīng)變率下的力學(xué)性能的研究鮮有報(bào)道，據(jù)此現(xiàn)狀，本文利用加熱同步組裝系統(tǒng)的霍普金森壓桿對(duì)等軸組織、雙態(tài)組織的Ti-5553 合金在高溫、高應(yīng)變率耦合加載狀態(tài)下的力學(xué)特性和組織結(jié)構(gòu)進(jìn)行了研究。

2 實(shí)驗(yàn)材料和實(shí)驗(yàn)方法

2.1 實(shí)驗(yàn)材料

本文所用Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Fe 鈦合金（Ti-5553）由寶鋼公司提供，其相變點(diǎn)為841℃。對(duì)Ti-5553 鈦合金分別進(jìn)行兩種工藝熱處理，如表1 所示，獲得兩種典型的鈦合金組織結(jié)構(gòu)，分別編號(hào)為R1、R2，微觀組織如圖1 所示。R1 組織SEM 照片顯示，在轉(zhuǎn)變?chǔ)?晶界上均勻分布著較多的等軸初生α 相（平均粒徑為2μm），且初生等軸α 相占比超過50%，β 轉(zhuǎn)變組織中，少量的次生α 片層在β 基體中析出，片層寬度約為0.2μm，定義R1 為等軸組織。R2 組織的SEM圖1(b)顯示，與R1 組織相比，β 基體晶界上等軸初生α 相含量較少（平均粒徑為3μm），占比低于50%，且形狀規(guī)則，多為橢圓狀，分布在β 基體上。次生α 相在β 轉(zhuǎn)變組織內(nèi)大量充分析出，片層寬度約為0.4μm，定義R2 為雙態(tài)組織。

圖1 熱處理后R1與R2的SEM微觀組織照片(a)R1組織；(b)R2組織Fig. 1 Images of R1 and R2 SEM microstructures after heat treatment(a) R1 microstructure; (b) R2 microstructure

表1 Ti-5553合金的熱處理方法Table 1 Heat treatment procedure of Ti-5553 alloy

2.2 試驗(yàn)方法

高溫動(dòng)態(tài)壓縮試驗(yàn)采用西北工業(yè)大學(xué)研制的高溫霍普金森系統(tǒng)[23、24]，原理示意如圖2 所示。試樣為φ4mm×4mm 的圓柱。將高溫動(dòng)態(tài)加載后的試樣回收、打磨、拋光、腐蝕（2%Hf+6%HNO3+92%H2O），制備成標(biāo)準(zhǔn)金相樣品，采用掃描電鏡（SEM）觀察材料動(dòng)態(tài)壓縮后的組織特征。

圖2 高溫霍普金森桿系統(tǒng)Fig. 2 High temperature Hopkinson Bar with synchro assembly system

3 結(jié)果與討論

3.1 高溫動(dòng)態(tài)力學(xué)行為

圖3 中的 (a) 、(b)、(c) 分別是 Ti-5553 鈦合金等軸組織（R1）及雙態(tài)組織（R2）在 200℃、400℃、600℃及應(yīng)變率1200s-1、2500s-1下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。由圖3 可看出，在103s-1應(yīng)變率下，2種組織具有明顯的彈性階段，變形初期，應(yīng)力隨著應(yīng)變量的增加而迅速增加，表現(xiàn)出應(yīng)變硬化效應(yīng)。過了彈性階段，應(yīng)力值均有一定程度的下降，由于應(yīng)變硬化效應(yīng)減弱，造成曲線屈服階段應(yīng)變率強(qiáng)化效應(yīng)突出。在103s-1高應(yīng)變率下，R1材料動(dòng)態(tài)加載下流變應(yīng)力在1400MPa 左右，R2材料動(dòng)態(tài)加載下流變應(yīng)力在1600MPa 左右。兩種材料均隨著應(yīng)變率的增加，流變應(yīng)力增加。這是因?yàn)殡S著應(yīng)變的增加，高應(yīng)變率下產(chǎn)生絕熱升溫，此時(shí)應(yīng)變強(qiáng)化效應(yīng)隨溫度升高減弱，應(yīng)變率強(qiáng)化效應(yīng)起主導(dǎo)作用，此階段材料內(nèi)部產(chǎn)生了大量位錯(cuò)，位錯(cuò)不僅容易塞積，同時(shí)也相互間作用，從而使材料在屈服階段隨著應(yīng)變率的增加，而應(yīng)力升高。

圖3 同一溫度不同應(yīng)變率下Ti-5553合金真應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig. 3 True stress-strain curves of Ti-5553 alloy under the same temperatures and different strain rates loading conditions

圖4 展示了Ti-5553鈦合金2 種組織同一應(yīng)變率下不同溫度的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線，可以看出在103s-1應(yīng)變率下，2 種組織隨著試驗(yàn)溫度的升高，流變應(yīng)力均呈下降趨勢(shì)，R1 組織從1400MPa 左右下降到900MPa 左右，R2 組織從1600MPa 左右下降到1100MPa左右。從表2可以看出，R1組織在高應(yīng)變率下（2500s-1）應(yīng)變值（均值0.34）大于R2的應(yīng)變值（均值0.27），而在1200s-1應(yīng)變率下，R1組織應(yīng)變值（均值0.155）與R2的應(yīng)變值（均值0.151）量級(jí)相當(dāng)，說明在2500s-1應(yīng)變率下，R1塑性變形能力較優(yōu)。

圖4 同一應(yīng)變率下不同溫度鈦合金的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig. 4 True stress-true strain curves of Ti-5553 alloy under different temperatures and same strain rate

表2 真應(yīng)力-應(yīng)變曲線屈服階段應(yīng)變值Table 2 Strain value at yield stage

從圖4 還可以看出，Ti-5553 鈦合金的兩種組織在屈服階段的應(yīng)變不同于其他鈦合金高溫力學(xué)行為[6]，沒有隨溫度升高而增加，其應(yīng)變隨溫度的變化不明顯。對(duì)于2 種組織在高溫下的動(dòng)態(tài)變形過程中應(yīng)力隨溫升下降，而應(yīng)變沒有明顯變化的原因，考慮以下三方面原因：一是材料溫度的升高造成金屬鍵部分?jǐn)嗔?，再者?dāng)應(yīng)變率高于2s-1時(shí)[17]，高應(yīng)變率會(huì)使材料局部形成絕熱升溫而產(chǎn)生熱軟化，進(jìn)而強(qiáng)度降低；二是材料溫度的升高提高了位錯(cuò)的熱激活能，從而使位錯(cuò)可動(dòng)的數(shù)量更多，更容易滑移，宏觀表現(xiàn)出材料強(qiáng)度降低[17]；三是Ti-5553 合金是一種亞穩(wěn)狀態(tài)，容易在高應(yīng)變率下發(fā)生沖擊相變[2]， Ti-5553 鈦合金的2 種組織在高應(yīng)率下應(yīng)力誘發(fā)產(chǎn)生馬氏體 α″相[3]，馬氏體相會(huì)引起材料的低屈服，塑性差。

3.2 材料溫度敏感性

圖5 為 Ti-5553 鈦合金2 種組織在高溫動(dòng)態(tài)壓縮下應(yīng)力（彈性階段90%）隨溫度的變化曲線?？煽闯觯谕粶囟?、同一應(yīng)變率下，R2（雙態(tài)組織）組織的應(yīng)力高于R1（等軸組織）組織。在200～400℃之間，R2 組織在2500s-1加載下應(yīng)力下降的幅度較大，下降幅度達(dá)到了300MPa 左右，但在400～600℃，R1 組織在2500s-1加載下應(yīng)力下降幅度較大，下降幅度達(dá)到了250MPa左右。

圖5 流變應(yīng)力-溫度變化曲線Fig. 5 True stress-temperature curves of Ti-5553 alloy

為了進(jìn)一步比較 Ti-5553 鈦合金 2 種組織在高應(yīng)變率動(dòng)態(tài)變形時(shí)流變應(yīng)力對(duì)溫度的依賴性，文獻(xiàn)[25]的研究方法利用溫度敏感性因子表征應(yīng)力的溫度敏感性［25］，其定義為：

式中：T0為參考溫度(25℃) ，T1為試驗(yàn)溫度，0σ為參考溫度下的流變應(yīng)力，1σ為試驗(yàn)溫度下的流變應(yīng)力。

圖6 給出了Ti-5553鈦合金2種組織在1200s-1下的溫度敏感因子?？梢钥闯觯邞?yīng)變率1200s-1下：200℃時(shí)，R2組織的溫度敏感性高于R1組織；400℃、600℃時(shí)，R1組織的溫度敏感性高于R2組織。根據(jù)文獻(xiàn)[6]的研究，這可能是由于R1(等軸組織)較R2（雙態(tài)組織）初生α相較多，當(dāng)溫度低于200℃時(shí)，高應(yīng)變率(1200s-1)造成的絕熱溫升的能量不足以克服晶粒中位錯(cuò)移動(dòng)的障礙勢(shì)壘，材料塑性變形困難，因此等軸組織在此溫度范圍內(nèi)顯示了較小的溫度敏感性；當(dāng)溫度高于 200℃，此時(shí)高應(yīng)變率造成的絕熱溫升和環(huán)境溫度升高帶來的能量足以克服晶粒中位錯(cuò)移動(dòng)的障礙勢(shì)壘，且可動(dòng)位錯(cuò)密度也相應(yīng)提高，此時(shí)晶界較多的等軸組織方便不同取向的可動(dòng)位錯(cuò)進(jìn)行運(yùn)動(dòng)，材料塑性變形更加容易，因此等軸組織在此溫度區(qū)間顯示了較大的溫度敏感性。

圖6 2種組織溫度敏感性隨溫度的變化曲線(ε = 0.1)Fig. 6 Temperature sensitivity curve with temperature(ε = 0.1)

3.3 材料的應(yīng)變率敏感性

根據(jù)文獻(xiàn)[25]-[28]的研究方法，圖7 給出了不同溫度下流變應(yīng)力隨應(yīng)變率增加的變化規(guī)律。由圖7 可知，材料在各個(gè)溫度下流變應(yīng)力隨應(yīng)變率的增加而增加。組織在200℃時(shí)1200s-1的流變應(yīng)力明顯高于600℃時(shí)2500s-1的流變應(yīng)力，這說明該Ti-5553 合金應(yīng)變率效應(yīng)相對(duì)于溫度效應(yīng)較弱。為了定量描述材料的流變應(yīng)力對(duì)應(yīng)變率的依懶性，將雙對(duì)數(shù)坐標(biāo)下應(yīng)力-應(yīng)變率曲線定義為應(yīng)變率敏感因子m：

圖7 不同溫度下流變應(yīng)力隨應(yīng)變率變化（ε=0.1）(a)R1等軸組織； (b)R2雙態(tài)組織Fig. 7 Flow stress develops with strain rate with ε=0.1

式中：m的取值與應(yīng)變大小有關(guān)。表3 為根據(jù)公式（2）計(jì)算出的R1與R2在不同溫度下的應(yīng)變率敏感因子?？梢钥闯?， R1組織的應(yīng)變率敏感因子在200～400℃間差值為0.049，比400～600℃間敏感因子差值0.03大，R2組織也表現(xiàn)出同樣的規(guī)律，說明了R1 與R2 組織在較低低溫下變形時(shí)對(duì)應(yīng)變率敏感。

表3 不同溫度下的應(yīng)變率敏感因子（ε=0.1）Table 3 Strain rate sensitivity under different temperatures（ε=0.1）

3.4 材料的絕熱剪切敏感性

絕熱剪切敏感性可以定性表征鈦合金材料抵抗絕熱剪切的能力，以往的研究者對(duì)此提出了各種準(zhǔn)則與判據(jù)，目前還沒有統(tǒng)一的標(biāo)準(zhǔn)。有研究者用試樣發(fā)生剪切失效之前所吸收的能量來表征其絕熱敏感性[29]，試樣所能吸收的能量越高，其絕熱敏感性越低。結(jié)合圖5的應(yīng)力-應(yīng)變曲線，用公式（3）

計(jì)算R1 與R2 在相同應(yīng)變率（2500s-1）加載下不同溫度發(fā)生剪切失效前所吸收的能量，即塑性變形吸收功來表征絕熱剪切的敏感性。結(jié)果如表4 所示。從表4 可以看出，在200℃時(shí)，R1 組織的塑性吸收功為492MJ/m3，大于R2 組織的塑性吸收功378MJ/m3，表現(xiàn)出較低的絕熱敏感性；但高于200℃時(shí)，R1 組織的塑性吸收功均小于R2 組織，表現(xiàn)出較高的絕熱敏感性。

表4 R1與R2在應(yīng)變率（2500s-1）下的塑性變形吸收功Table 4 Maximum absorbed energy of Ti-5553

3.5 加載后組織微觀分析

絕熱剪切破壞是一種特殊的熱-力學(xué)效應(yīng)耦合的破壞形式，其主要特征是形成剪切變形高度集中的窄帶，即絕熱剪切帶。通過SEM 觀察發(fā)現(xiàn)，在2500s-1高應(yīng)變率下，Ti-5553 鈦合金的2種組織在400℃、600℃均出現(xiàn)了絕熱剪切現(xiàn)象，微觀組織如圖8、圖9 所示。在400℃時(shí)，Ti-5553 鈦合金2 種組織的絕熱剪切帶末端均出現(xiàn)了細(xì)小的裂紋，靠近剪切帶的α相沿著剪切方向被拉長(zhǎng)細(xì)化。這是由于靠近剪切帶的α相受到較大的剪切應(yīng)力作用，從而沿著剪切方向發(fā)生了嚴(yán)重的剪切變形。

圖8 400℃絕熱剪切現(xiàn)象Fig. 8 ASB at 400℃

圖9 600℃的絕熱剪切現(xiàn)象Fig. 9 ASB at 600℃

在400℃、600℃時(shí)，相比于原始組織圖1所示，R1 組織中針狀的次生α 相和殘余的β 相碎化程度較高，且初生α 相晶粒進(jìn)一步細(xì)小，晶界增多，提高了材料的塑性變形能力，即在高溫高應(yīng)變率下，R1 組織的塑性能力優(yōu)于R2組織。

4 結(jié)論

（1）在高溫高應(yīng)變率加載條件下，Ti-5553鈦合金雙態(tài)與等軸組織隨著溫度的升高流變應(yīng)力下降，而應(yīng)變變化不明顯，2 種組織均在高溫高應(yīng)變率下發(fā)生了絕熱剪切破壞，表現(xiàn)出相似的力學(xué)行為。

（2）環(huán)境溫度低于200℃時(shí)，在高應(yīng)變率下（2500s-1），R1 組織含有較多的初生α 相，具有較好變形能力和較高的單位體積吸收功，以及更好抵抗抗絕熱剪切破壞的能力；環(huán)境溫度高于200℃時(shí)，高應(yīng)變率下R1 組織中針狀的次生α 相和殘余的β 相碎化程度較高，且初生α 相粒進(jìn)一步細(xì)小，晶界增多，疊加沖擊誘發(fā) α″相，造成流變應(yīng)力下降幅度大，是其單位體積吸收功降低，抵抗抗絕熱剪切破壞的能力下降的重要原因。