黃曉文, 劉樂梁, 劉繼雄, 王小翔, 孫巧艷

(1. 西安交通大學(xué) 金屬材料強(qiáng)度國家重點(diǎn)實(shí)驗室, 陜西 西安 710049;2. 寶雞鈦業(yè)股份有限公司, 陜西 寶雞 721014)

高強(qiáng)亞穩(wěn)β鈦合金具有高比強(qiáng)度、良好的強(qiáng)韌性匹配和耐腐蝕性等優(yōu)點(diǎn),是一種非常有前景的結(jié)構(gòu)材料,在航空航天、國防軍工以及能源化工等領(lǐng)域發(fā)揮重要作用[1]。亞穩(wěn)β鈦合金的抗拉強(qiáng)度可達(dá)到1300 MPa以上,并需保持一定的塑性和韌性[2],以滿足航空零構(gòu)件的輕質(zhì)和高可靠性的服役要求。鈦合金強(qiáng)度、塑性和韌性強(qiáng)烈依賴于微觀組織,通過控制鍛造工藝和熱處理工藝使亞穩(wěn)β相中析出層片狀α相,調(diào)控層片狀α相尺寸和分布,獲得不同的強(qiáng)度與塑性、韌性等性能,從而滿足不同零件和結(jié)構(gòu)的性能需求[3-4]。

為更好地挖掘亞穩(wěn)β鈦合金層片組織的強(qiáng)度與塑性等性能潛力,研究人員通過熱處理工藝調(diào)控析出α相,并取得顯著進(jìn)展[5-6]。Lu等[7]對Ti1300合金在870 ℃下進(jìn)行1 h固溶,隨后在500 ℃下時效6 h,調(diào)控出片狀二次α相,獲得抗拉強(qiáng)度為1482 MPa,斷后伸長率為6.5%的全層片組織;Lu等[8]在Ti1300合金固溶時效強(qiáng)化的研究中,在微觀組織中獲得大量條狀初生α相,配合二次α相、β相,使抗拉強(qiáng)度達(dá)到1640 MPa,同時保留了4.5%的伸長率;Li等[9]對TB17合金進(jìn)行鍛造及兩相區(qū)固溶時效處理后得到微米尺度、納米尺度的α相以及超細(xì)FCC結(jié)構(gòu)等組成的層級組織,獲得抗拉強(qiáng)度1376 MPa和斷后伸長率7.1%的優(yōu)良強(qiáng)-塑性匹配; Qin等[10]將固溶后的Ti5553合金在500～800 ℃溫度范圍內(nèi)時效,調(diào)控α相層片的尺寸和體積分?jǐn)?shù),發(fā)現(xiàn)隨著時效溫度的升高,抗拉強(qiáng)度從1640 MPa降至1250 MPa,同時斷后伸長率從4.5%升至7%,闡述了時效溫度對合金強(qiáng)度、塑性的影響規(guī)律。

航空工業(yè)發(fā)展對高強(qiáng)鈦合金的損傷容限性能提出了更高的性能要求[11],需要合金具有更高的強(qiáng)度與韌性配合。相比于雙態(tài)組織,層片組織的韌性更高[12]。對于層片組織,通過固溶處理獲得的亞穩(wěn)β相能在較低溫度時效處理過程中析出大量彌散細(xì)小的次生α相[13],大量α/β相界面對位錯的阻礙是β鈦合金強(qiáng)化的根本原因[14-15]。但是,細(xì)化析出的α相強(qiáng)化導(dǎo)致合金的塑性和韌性降低[16-17],比如辛社偉等[18]報道鈦合金的強(qiáng)度從1360 MPa提高到1530 MPa,斷裂韌度從60 MPa·m1/2降低到45.5 MPa·m1/2;Mantri等[19]針對β-21S鈦合金(Ti-15Mo-3Nb-2.7Al-0.2Si,wt%),采用低溫-高溫雙時效工藝細(xì)化時效析出片狀αs相,獲得了長度70～100 nm、厚度約為20 nm的納米尺度αs析出相,使合金的抗拉強(qiáng)度達(dá)到1800 MPa,但伸長率僅為4%,犧牲了太多塑性,影響其工程應(yīng)用。研究人員在合金拉伸斷口觀察到晶界開裂特征[8],合金的斷裂機(jī)制為混合式斷裂,塑性與韌性的顯著降低與晶界開裂有密切關(guān)系。因此,有必要研究具有層片組織的高強(qiáng)鈦合金的斷裂機(jī)制與組織結(jié)構(gòu)的關(guān)系,為提高層片組織的塑性和韌性提供依據(jù)。

目前,關(guān)于高強(qiáng)鈦合金(抗拉強(qiáng)度1100 MPa及以上)的變形和損傷機(jī)制與微觀組織特征的關(guān)系尚未明確,且缺少對裂紋萌生機(jī)制較為深入的闡述,尤其是缺乏對裂紋萌生與鈦合金的微觀組織特征相關(guān)性的深入理解,同時高強(qiáng)鈦合金層片組織的裂紋擴(kuò)展路徑對組織結(jié)構(gòu)的依賴性尚不明確。本文選擇我國自主研發(fā)的1300 MPa級高強(qiáng)鈦合金(即Ti1300合金),經(jīng)過固溶和時效處理獲得層片組織,對其進(jìn)行室溫拉伸測試,獲得強(qiáng)度和塑性等性能數(shù)據(jù);對拉伸斷口附近的二次裂紋萌生機(jī)制進(jìn)行了詳細(xì)的觀察和表征,闡述了高強(qiáng)鈦合金層片組織在拉伸載荷作用下的裂紋萌生機(jī)制與組織結(jié)構(gòu)間的關(guān)聯(lián),提出了裂紋萌生的應(yīng)變參量,評價出裂紋在晶內(nèi)和晶界萌生所需的應(yīng)變大小,通過斷口側(cè)面組織觀察,分析了層片組織中裂紋擴(kuò)展路徑特點(diǎn),揭示了晶界組織形貌對裂紋擴(kuò)展路徑的影響規(guī)律。本文的研究結(jié)果有助于深入理解高強(qiáng)β鈦合金層片組織的變形與損傷機(jī)制對微觀組織結(jié)構(gòu)的依賴性,揭示了晶界處α相的分布與特征對合金變形、裂紋萌生和擴(kuò)展的影響機(jī)制,為高強(qiáng)鈦合金組織與性能的優(yōu)化設(shè)計提供支持。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

Ti1300合金(Ti-Al-Mo-V-Cr-Nb)棒材直徑φ400 mm,采用金相法測得相變點(diǎn)Tβ為(800±5) ℃。棒材原有的固溶時效處理工藝為870 ℃固溶2 h后空冷至室溫,隨后在525 ℃時效4 h后空冷至室溫。

1.2 力學(xué)性能測試

采用線切割從鈦合金棒材的心部、1/2半徑處、邊部分別沿軸向、弦向位置取棒狀拉伸試樣,試樣尺寸如圖1(a)所示。室溫拉伸試驗使用SANS-22008電子萬能試驗機(jī),拉伸速率為0.45 mm/min,結(jié)果為3個平行試樣的平均值。

圖1 Ti1300合金棒狀(a)和板狀(b)拉伸試樣尺寸Fig.1 Dimensions of bar(a) and plate(b) tensile specimens of the Ti1300 alloy

為了研究試樣在拉伸變形過程中的組織變形和裂紋萌生信息,獲得拉伸過程的變形與損傷的信息,在棒材任一位置切取板狀拉伸試樣,板狀拉伸試樣的尺寸如圖1(b)所示。采用電子萬能試驗機(jī)INSTRON 5969,拉伸前試樣進(jìn)行拋光腐蝕處理。將試樣拉伸至變形量1.4%、2.2%時停機(jī),取下試樣進(jìn)行觀察和分析。用HXD-1000TMC/LCD維氏顯微硬度計對合金試樣進(jìn)行顯微硬度測試,加載載荷1 kg,加載時間15 s。

1.3 微觀組織表征與分析

使用SU6600掃描電鏡對試樣微觀組織、拉伸斷口等形貌進(jìn)行分析觀察;采用帶EBSD探頭的Gimini500掃描電鏡對拉伸斷口縱剖面的應(yīng)變分布進(jìn)行表征。觀察斷口附近二次裂紋的萌生以了解其對微觀組織結(jié)構(gòu)的依賴規(guī)律;將斷口沿軸向一側(cè)用線切割切開,將切割面拋光腐蝕后進(jìn)行觀察,通過斷口縱剖面的信息了解應(yīng)變與裂紋萌生相關(guān)性。采用Image-pro-plus圖像軟件對合金試樣組織形貌中的析出相、裂紋的尺寸分布、數(shù)量位置進(jìn)行統(tǒng)計分析,保證每個試樣統(tǒng)計至少10個視場,且每個試樣的觀察視場必須組織均勻、具有代表性。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 Ti1300合金原始組織形貌

圖2是Ti1300合金的時效態(tài)原始組織,圖2(a)中白色虛線代表β晶界,β晶粒尺寸為150～180 μm,晶粒內(nèi)部析出長度為5 μm或者更小的片狀α相,如圖2(b)所示。從圖2(c,d)中可以看出,鈦合金晶界上α相的析出行為主要有2種形式:一種是沿原始β晶界析出α相薄片,如圖2(c)所示;另一種是從晶界向晶內(nèi)生長的平行α相片叢,這種組織稱為晶界魏氏體組織,如圖2(d)所示。圖2所示的高強(qiáng)鈦合金層片組織的主要構(gòu)成為β基體上析出的微米尺度片狀α相,其次是部分β晶界析出的沿晶界生長的α片和晶界魏氏體α片。β晶界析出的沿晶界生長的α片數(shù)量較少,約占晶界總數(shù)的16%。有研究指出,晶界α相會對合金塑性產(chǎn)生不利影響[20-21]。

圖2 Ti1300合金時效態(tài)原始組織(白色虛線代表β晶界)(a)低倍組織形貌;(b)晶內(nèi)層片α相界面;(c)帶有晶界α相的β晶界;(d)帶有魏氏體α相的β晶界Fig.2 Initial microstructure of the as-aged Ti1300 alloy (dashed line representing β grain boundary)(a) low-magnification morphology; (b) interface between intragranular lamellar α phase; (c) α film along β grain boundary; (d) β grain boundary with Widmanst?tten α phase

2.2 鈦合金拉伸性能和斷口形貌

Ti1300合金棒狀拉伸試樣的室溫拉伸性能如表1所示,可以看出,合金抗拉強(qiáng)度均高于1300 MPa,但塑性偏低,斷后伸長率最大值為6.5%,最小值為3.7%。

表1 Ti1300合金棒狀試樣的室溫拉伸性能

圖3為Ti1300合金棒狀拉伸試樣的斷口形貌,可以看出,合金斷口是具有穿晶斷裂和沿晶斷裂的混合型斷口,其特征為斷口上可觀察到沿晶開裂特征和韌窩。圖3(a)為軸向心部試樣的斷口形貌,低倍斷口上顯示沿晶開裂刻面數(shù)量較少,韌窩區(qū)域較多,刻面形貌如圖3(b)所示,韌窩形貌如圖3(c)所示。圖3(d)為弦向心部試樣的斷口形貌,其特點(diǎn)是沿晶開裂特征區(qū)域數(shù)量較多,在圖3(e)中為平滑的刻面(沿晶開裂刻面),而且尺寸大,為150～200 μm,與β晶粒尺寸接近。

圖3 Ti1300合金拉伸斷口典型形貌(a～c)軸向心部試樣;(d,e)弦向心部試樣Fig.3 Typical morphologies of tensile fracture of the Ti1300 alloy(a-c) core specimen along axial directhon; (d,e) core specimen along tangential direction

有研究指出,沿晶開裂刻面顯著損害沖擊性能[22];此外,晶界α相的存在與沿晶開裂刻面高度相關(guān),會以沿晶斷裂形式進(jìn)一步損害塑性[8,15],但也有研究認(rèn)為沿晶開裂刻面對性能沒有影響[23]。對3個批次棒材共18組試樣中,詳細(xì)統(tǒng)計沿晶開裂刻面數(shù)量及其與試樣斷后伸長率的關(guān)系發(fā)現(xiàn)斷口上沿晶開裂刻面的數(shù)量減少,對應(yīng)的試樣斷后伸長率增加,結(jié)果如圖4所示。

圖4 Ti1300合金拉伸斷口的沿晶開裂刻面比例與斷后伸長率相關(guān)性統(tǒng)計結(jié)果Fig.4 Statistical results of the correlation between area fraction of intergranular cleavage facets of tensile fracture and the elongation after fracture of the Ti1300 alloy

2.3 合金拉伸斷口附近二次裂紋的萌生機(jī)制

對3個批次棒材共18組試樣中拉伸斷口縱剖面進(jìn)行進(jìn)一步觀察,發(fā)現(xiàn)大部分?jǐn)嗫诟浇休^多二次裂紋,如圖5所示。Ti1300合金拉伸試樣中裂紋萌生位置主要分為晶內(nèi)和晶界,其中晶內(nèi)萌生又可包括晶內(nèi)相界面萌生、晶內(nèi)剪切帶萌生。圖5(a)是β晶界處萌生的裂紋;圖5(b)是斷口附近晶粒內(nèi)部萌生方式,裂紋以微孔形式在α片與基體β相的界面萌生;圖5(c)顯示了晶內(nèi)剪切帶的萌生裂紋情況,表明此處發(fā)生了劇烈的剪切帶局部變形。在剪切帶中裂紋萌生的情況較少,僅在主裂紋附近觀察到。

圖5 Ti1300合金的裂紋萌生位置(a)晶界處;(b)晶內(nèi)(相界面);(c)晶內(nèi)剪切帶處Fig.5 Crack initiation positions of the Ti1300 alloy(a) at grain boundary; (b) at intragranular(at phase interface); (c) at intragranular shear band

后續(xù)對多組拉伸斷口附近的裂紋萌生位置進(jìn)行了詳細(xì)的統(tǒng)計,共包含390處SEM觀察視場,發(fā)現(xiàn)高強(qiáng)鈦合金層片組織的晶界是裂紋容易萌生的位置,大約77%的裂紋在晶界處萌生,其余23%的裂紋在晶內(nèi)萌生,如圖6所示。采用EBSD對大部分?jǐn)嗫诟浇M織的應(yīng)變分布進(jìn)行分析,結(jié)果如圖7所示。圖7(a)利用EBSD中KAM獲得的拉伸斷口附近組織中的應(yīng)變分布圖,其中顏色亮(熒光綠)的區(qū)域表明此處應(yīng)變較大,顏色深(深藍(lán)色)的區(qū)域表明其應(yīng)比較小。有些晶粒內(nèi)部顏色亮(熒光綠色),表明這些晶粒中的應(yīng)變較大,其余深色晶粒表明應(yīng)變較小。還可以看出較多晶界處也是熒光綠色,相較于晶粒內(nèi)部的深藍(lán)色區(qū)域,表明晶界處的應(yīng)變較高。同時觀察到晶界周邊的晶內(nèi)組織應(yīng)變較小,說明這些區(qū)域的應(yīng)變集中在晶界處,因此導(dǎo)致裂紋在應(yīng)變集中的晶界處萌生。通過測試晶界及毗鄰周邊組織、晶內(nèi)組織的顯微維氏硬度,發(fā)現(xiàn)晶內(nèi)硬度高于晶界硬度,如圖7(b)所示。晶界處硬度低,說明晶界處強(qiáng)度低,在拉伸變形過程中有較大的應(yīng)變和產(chǎn)生應(yīng)變集中,導(dǎo)致裂紋容易在晶界處萌生。

圖8為大部分試樣主裂紋附近二次裂紋的典型形貌特征,其中晶界用虛線表示,均發(fā)現(xiàn)晶界魏氏體α相的分布對裂紋萌生有顯著影響。由圖8(a)可以發(fā)現(xiàn),二次裂紋在晶內(nèi)萌生且數(shù)量較多,晶界處并未萌生裂紋。圖8(b,c)中晶界魏氏體α相均發(fā)生彎曲變形,認(rèn)為晶界魏氏體α相有協(xié)調(diào)晶界變形的能力,能夠協(xié)調(diào)晶界累積的應(yīng)變,抑制裂紋在晶界萌生。也有研究指出,相較于普通晶界,帶有魏氏體α相的晶界強(qiáng)度更高[24]。對晶界裂紋萌生情況與是否含有魏氏體α相進(jìn)行統(tǒng)計,結(jié)果如圖9所示。通過統(tǒng)計106處視場中晶界萌生的結(jié)果,發(fā)現(xiàn)大約有88%的裂紋萌生在沒有魏氏體α相的晶界,僅約12%的裂紋萌生在有魏氏體α相的晶界,表明魏氏體α相能夠協(xié)調(diào)晶界變形,緩解應(yīng)力集中,抑制裂紋萌生。

圖9 Ti1300合金拉伸斷口的裂紋萌生位置統(tǒng)計結(jié)果Fig.9 Statistical results of crack initiation position of tensile fracture of the Ti1300 alloy

2.4 鈦合金拉伸過程中裂紋萌生的應(yīng)變參數(shù)

Ti1300合金在拉伸過程中的裂紋萌生位置分為晶界和晶內(nèi),如圖5(a,b)所示。本研究提出裂紋萌生應(yīng)變參數(shù)ξ,以估算晶界與晶內(nèi)萌生裂紋對應(yīng)的應(yīng)變大小。觀察測量斷口中二次裂紋所在位置對應(yīng)的試樣直徑L,確定裂紋萌生應(yīng)變參數(shù)ξ,如圖10(a)所示,將該處直徑變化量與原始直徑L0進(jìn)行比較,裂紋萌生對應(yīng)的應(yīng)變參數(shù)計算如公式(1)所示:

圖10 二次裂紋對應(yīng)拉伸試樣直徑L的示意圖(a)與不同拉伸變形量試樣的臨界應(yīng)變參數(shù)值統(tǒng)計圖(b)Fig.10 Schematic diagram of secondary crack corresponding to the tensile specimen diameter L(a) and statistics of critical strain parameter values of the specimens with different tensile deformation amounts(b)

(1)

裂紋萌生的應(yīng)變參數(shù)ξ用以描述裂紋萌生時試樣在該位置的應(yīng)變大小。ξ值越大,表明裂紋萌生對應(yīng)的應(yīng)變越大,通過應(yīng)變值能間接反映試樣不同位置裂紋萌生對應(yīng)的應(yīng)變大小。根據(jù)公式(1)可以估算斷口以下任一位置在發(fā)生裂紋萌生時對應(yīng)的應(yīng)變參數(shù)ξ。

對于拉伸斷口,以斷口位置為起點(diǎn)沿縱向方向,距斷口位置越近,試樣的變形越劇烈,而遠(yuǎn)離斷口的位置,應(yīng)變逐漸減小到均勻塑性變形,直至不再萌生裂紋。因此,在同一試樣的斷口分析中,通過計算裂紋在晶內(nèi)、晶界萌生的最遠(yuǎn)位置應(yīng)變參數(shù)ξ,作為晶內(nèi)萌生裂紋與晶界萌生裂紋所需的臨界應(yīng)變參數(shù)ξ0,能夠比較裂紋在晶界和晶內(nèi)萌生的應(yīng)變差異。多個拉伸試樣臨界應(yīng)變參數(shù)ξ0的統(tǒng)計結(jié)果如圖10(b)所示。圖10(b)的統(tǒng)計結(jié)果表明,晶內(nèi)萌生裂紋集中在距離斷口最近的幾十微米內(nèi),其對應(yīng)的應(yīng)變較大,裂紋的臨界應(yīng)變參數(shù)ξ0通常大于3.5%;距離斷口1 mm或者更遠(yuǎn)的裂紋,主要在晶界處萌生,其對應(yīng)的應(yīng)變較小,晶界處萌生裂紋的應(yīng)變參數(shù)ξ0通常在1%～5%。從晶內(nèi)與晶界的裂紋萌生應(yīng)變參數(shù)來看,高強(qiáng)鈦合金層片組織在拉伸變形過程中,在晶界處萌生裂紋所需的應(yīng)變低于晶內(nèi),再次驗證了裂紋更容易在晶界處萌生。

2.5 高強(qiáng)鈦合金層片組織在屈服附近的變形與裂紋萌生規(guī)律

圖11(a,b)為拉伸變形量為1.4%試樣的變形和裂紋萌生微觀形貌。在統(tǒng)計的20組晶界中,有2組晶界有劇烈變形情況,因此大約10%的晶界發(fā)生了劇烈變形。圖11(a)中箭頭所指的相鄰晶粒發(fā)生了明顯的位移偏轉(zhuǎn),圖11(b)中部分晶界上有裂紋萌生,此時晶界周邊的α層片未發(fā)生變形,裂紋在晶界的萌生主要是晶界α相的變形集中導(dǎo)致。圖11(c,d)為拉伸變形量為2.2%試樣的裂紋萌生、擴(kuò)展的微觀形貌。可見發(fā)生劇烈變形的晶界增多,在晶界處萌生的裂紋也有所增加。在統(tǒng)計的55組晶界中,有14組晶界萌生裂紋。從圖11(c,d)中可以看出,部分晶界處裂紋開始擴(kuò)展并有向晶內(nèi)擴(kuò)展的趨勢。

圖11 Ti1300合金拉伸變形量為1.4%(a,b)和2.2%(c,d)時的局部晶界變形和裂紋萌生Fig.11 Deformation behavior and crack initiation of the Ti1300 alloy with strains of 1.4%(a,b) and 2.2%(c,d)

Ti1300合金全層片組織中,β晶內(nèi)析出的α相比較細(xì)小,晶內(nèi)的強(qiáng)度高;β晶界有α相薄膜導(dǎo)致晶界強(qiáng)度低,在拉伸應(yīng)變過程中β晶界處產(chǎn)生應(yīng)變集中,在屈服變形初期晶界因為應(yīng)變集中而萌生裂紋。隨著變形量增加,鈦合金中α相與β相具有不同的彈性常數(shù)和強(qiáng)度等性質(zhì),拉伸變形中α相與β相由于變形不協(xié)調(diào)導(dǎo)致相界面產(chǎn)生應(yīng)變集中,也會萌生裂紋。晶內(nèi)萌生裂紋主要出現(xiàn)在斷口附近劇烈變形部位。

2.6 鈦合金拉伸過程中裂紋擴(kuò)展規(guī)律

圖12為Ti1300合金拉伸斷口縱剖面典型形貌,大部分試樣拉伸斷裂中主裂紋擴(kuò)展路徑相似。圖12(a)為主裂紋穿晶擴(kuò)展,可見裂紋尖端塑性區(qū)有劇烈變形,晶界、晶內(nèi)α層片發(fā)生彎曲變形;圖12(b)為主裂紋沿晶擴(kuò)展,其擴(kuò)展路徑基本沿著晶界,附近的晶界、晶內(nèi)組織幾乎無變形。結(jié)合圖3的斷口形貌特征,Ti1300合金層片組織拉伸斷裂中裂紋擴(kuò)展方式為穿晶擴(kuò)展和沿晶擴(kuò)展混合形式。

圖12 Ti1300合金拉伸變形中的裂紋擴(kuò)展及魏氏體對裂紋擴(kuò)展的影響(虛線為原始β晶界)(a)主裂紋穿晶擴(kuò)展;(b)主裂紋沿晶擴(kuò)展;(c)魏氏體α相使主裂紋擴(kuò)展路徑偏轉(zhuǎn);(d)魏氏體α相使二次裂紋擴(kuò)展路徑偏向無魏氏體α相的β晶界Fig.12 Crack propagation modes in tensile deformation of the Ti1300 alloy and influence of Widmanst?tten α phase on crack propagation (dashed lines indicating initial β grain boundary) (a) transgranular propagation; (b) intergranular propagation; (c) primary crack propagation deflecting caused by Widmanst?tten α phase; (d) secondary crack propagation deflecting caused by Widmanst?tten α phase to the β phase grain boundary without Widmanst?tten α phase

對裂紋擴(kuò)展路徑進(jìn)行研究時發(fā)現(xiàn),晶界魏氏體α相能使裂紋路徑發(fā)生偏轉(zhuǎn),如圖12(c)所示。晶界魏氏體α相發(fā)生劇烈變形,晶界存在大量偏移、扭折,相比于圖12(a,b)中裂紋擴(kuò)展路徑,該裂紋路徑沿魏氏體α相晶界產(chǎn)生了90°偏轉(zhuǎn),表明魏氏體α晶界可使裂紋發(fā)生偏轉(zhuǎn)。斷口下方組織中的二次裂紋擴(kuò)展方式也受到晶界魏氏體α相的影響,裂紋擴(kuò)展傾向于沿著沒有魏氏體組織的晶界進(jìn)行,如圖12(d)所示。

圖13是Ti1300合金在拉伸變形過程中裂紋萌生及擴(kuò)展行為的示意圖。圖13(a)表示試樣從彈性階段到屈服階段的過程中,隨著外加應(yīng)力不斷增大,組織中局部發(fā)生應(yīng)變集中,少數(shù)晶界發(fā)生劇烈變形,另有少量晶界開始萌生裂紋,這個階段裂紋傾向于在沒有魏氏體組織的晶界萌生。 圖13(b)表示試樣從屈服階段到均勻塑性變形階段的過程,隨著應(yīng)變增加,晶內(nèi)α/β相界面發(fā)生應(yīng)變集中、萌生裂紋,同時在晶界處的裂紋相互連接、擴(kuò)展。

圖13 Ti1300合金層片組織中裂紋萌生及擴(kuò)展示意圖(a)屈服階段的裂紋萌生; (b)塑性變形階段的裂紋擴(kuò)展Fig.13 Schematic diagram of crack initiation and propagation of the Ti1300 alloy with lamellar structure(a) crack initiation at yield stage; (b) crack propagation at plastic deformation stage

有研究表明[24],帶有魏氏體α相的晶界具有較高的強(qiáng)度,其在彈性階段到屈服階段過程中會產(chǎn)生的微孔更少。當(dāng)應(yīng)力超過屈服平臺后,如圖13(a)所示,大量晶界發(fā)生劇烈變形,同時形成的大量微孔會相互連接,產(chǎn)生尺寸較大的裂紋,在外力作用下裂紋沿阻力最小的路徑擴(kuò)展。若裂紋擴(kuò)展路徑上存在帶有魏氏體α相的晶界,裂紋會沿著沒有魏氏體α相的晶界擴(kuò)展,如圖13(b)所示。

3 結(jié)論

1) Ti1300合金層片組織拉伸變形中的裂紋主要在晶界處萌生。斷口縱剖面的二次裂紋觀察結(jié)果表明,遠(yuǎn)離斷口位置其裂紋主要在晶界萌生,距離斷口近的位置(主要是頸縮區(qū)域),其裂紋主要在晶內(nèi)萌生。本文提出用應(yīng)變參數(shù)ξ評價裂紋萌生的應(yīng)變量,結(jié)果表明晶界萌生裂紋的應(yīng)變量ξ0的數(shù)值小于晶內(nèi)萌生裂紋的應(yīng)變量,說明在晶界萌生裂紋比晶內(nèi)萌生裂紋需要更小的應(yīng)變。

2) 晶界魏氏體α相對裂紋萌生有顯著的抑制作用?；诖罅苛鸭y在晶界萌生的統(tǒng)計結(jié)果,發(fā)現(xiàn)88%的裂紋在沒有魏氏體α相的晶界處萌生,主要原因是晶界魏氏體α片能夠發(fā)生一定變形而緩解應(yīng)力集中。

3) 裂紋擴(kuò)展路徑有穿過晶內(nèi)和沿晶界擴(kuò)展等形式,在穿晶擴(kuò)展路徑上可以觀察到局部α片彎曲變形情況,表明裂紋尖端塑性區(qū)的劇烈塑性變形;裂紋沿晶擴(kuò)展,晶內(nèi)組織變形特征不明顯。晶界魏氏體α相使裂紋擴(kuò)展路徑發(fā)生偏轉(zhuǎn),可增加合金裂紋擴(kuò)展阻力。