深海耐压壳体显微组织及力学性能研究＊

李 巍，李渭清，冯永琦，张永强，贾栓孝

（宝钛股份有限公司，宝鸡721014）

海洋是人类社会发展的第二大战略空间，人类活动越来越向海洋聚焦，海洋的生物和矿产资源是陆地的几千倍．深海潜水器做为一种深海耐压探测装备，能从根本上满足深海探测任务，是海洋技术开发的制高点．广泛用于海底石油、天然气水化物、海洋生物资源调查，并对海上事故，如沉船、石油运输船泄露、海底光缆修补、监视等具有替他手段不可替代的作用．深潜器耐压球壳结构是关系到潜水器能否承受深水高压以及保证潜水器总体性能的首要关键技术，它是保证载人器和人员安全的最重要部件，主要承受深海压力、海水腐蚀、海流的扰动，为内部电子元器件装置、仪器设备和人员提供安全的环境［1-5］．钛合金因比强度高、耐局部和均匀腐蚀，被多国作为深潜器耐压壳体的首选材料．为保证壳体材料设计寿命和损伤容限，具有900MPa级别的Ti-6Al-4VELI钛合金材料被应用于深潜器耐压壳体制造［6-7］．本文研制900MPa级别钛合金深潜壳体，并对其组织性能进行研究．

1 试验材料及测试方法

1．1 试验材料

首先利用国内唯一的万吨自由锻压机制备出单重近6t的Ti-6Al-4VELI钛合金宽厚板坯，合金化学成份符合GB／T 3620．经3 300mm四辊可逆式热轧机轧制90mm×3 200mm×3 200mm规格板材．最后经半球整体冲压技术制备直径为2 100mm半球．试验材料取自半球开孔料，开孔料位于半球顶端人员出入舱口处，如图1所示．从开口料上取20mm×20mm×L mm两块试样测试材料的力学性能，其中试样1长度方向与整体冲压前板材轧制方向平行．试样2长度方向与原轧制方向垂直，如图2所示．

图1 取样部位示意图Fig．1 Schematic diagram of sampling position

图2 取样方向示意图Fig．2 Schematic diagram of sampling direction

1．2 测试方法

试验经研磨、抛光后，采用HF＋HNO3＋H2O（1∶3∶7）腐蚀液酸侵蚀后，利用蔡司金相显微镜对材料组织进行分析．采用扫描电镜观察断口形貌，扫描电镜型号为JSM6400．

2 试验结果及分析

2．1 显微组织

材料显微组织形貌如图3所示，图3（a）、3（b）分别为试样1、试样2横截面显微组织．

图3 不同取样方向显微组织形貌Fig．3 Microstructure morphology of different sampling direction

显微组织为α＋β两相区加工组织，无原始β晶界，残留β相基体上分布着细小、具有方向性的次生α相．试样1中初生α相呈等轴状．试样2低倍组织存在“纤维组织”，通常称为“金属流线”，如图3（b）左下角所示．流线方向与轧制方向平行，其中流线处显微组织为拉长的α相．α相边界呈锯齿状，为典型动态再结晶组织，表明拉长α相在轧制及后续冲压过程中，组织存在球化趋势．该机理通过T．Seshacharyulu等人的板条剪切模型解释［8-9］．该模型的球化过程如图4所示．

图4 板条剪切模型Fig．4 Lath shear model

材料因受剪切应变而发生剪切变形，位错沿剪切线产生，异号位错相互抵消，同号位错沿剪切线形成高密度位错墙．图5为J．K．Fan等人采用透射电镜经选区衍射观察到的Ti-7333合金770℃变形后α相形貌［10］．

图5 α相中的位错墙Fig．5 DDWS inαphase

从图5中可看到沿剪切线形成的高密度的位错墙（DDWS）［11-12］．位错墙将拉长α相分隔成若干个亚晶结构，随着变形程度的增加，动态再结晶不断加剧，亚晶晶界逐渐由小角度晶界转化为大角度晶界，直至形成新的等轴晶粒．新的等轴晶粒随着变形方向继续拉长．导致轧制方向不同部位即存在等轴组织，又存在拉长α相．

2．2 力学性能

耐压壳体室温力学性能见表1，从表1中数据可以看出，该材料满足900MPa级别深潜器耐压壳体制造．沿金属流线方向室温拉伸强度及断面收缩率高于垂直金属流线方向强度．

2．3 断口分析

采用扫描电镜对拉伸断口进行观察，图6（a）为试样1拉伸断口形貌，断口形貌主要是由纤维区、放射区和剪切唇三部分组成．裂纹扩展方向为由中心纤维区向四周扩展．断口呈等轴韧窝形貌．图6（b）为拉伸断口放射区断口形貌，可以看出，断裂属于韧性断裂，断裂机理为微孔聚集型断裂．图7（a）为试样2宏观拉伸断口形貌，拉伸断口呈扁平状．中心纤维区面积较小，扩展区较大，约占整个面积50%左右．图中上下凸起部位为剪切唇．流线使材料力学表现出各向异性，阻碍了拉伸过程中的缩颈，故使断口呈扁平状，断面收缩率有所降低．另外流线还改变了拉伸过程中裂纹扩展路径，裂纹沿流线方向扩展，并不像等轴组织一样沿心部向四周扩展．图7（b）为试样2高倍下所观察到的放射区的断口形貌．显现为大小韧窝形貌，沿流线方向存在大量二次裂纹，说明拉伸过程中拉长α相易形成裂纹源，相界面为其扩展通道．流线附近断口平坦，韧窝较浅，流线处塑性较等轴组织稍差，主要是由于流线处初生α含量较等轴处高，并且流线取向具有方向性所致．

表1 耐压壳体室温力学性能Tab．1 The mechanical properties of the pressure shell at room temperature

金属流线不仅影响室温拉伸性能及断口形貌，对材料冲击韧性也存在很大影响．在试样2上取冲击试样进行V型缺口冲击性能测试，缺口方向分别平行于流线及垂直于流线方向．冲击断口形貌如图8所示．缺口方向平行于流线方向，材料冲击韧性值高达52J·cm-2，缺口方向垂直于流线方向，材料冲击韧性值为40J·cm-2．从冲击断口形貌上可看出，冲击断口两侧有较大的剪切唇，上部缺口处纤维区面积较少，放射区面积较大．说明材料在冲击过程中，发生了微小的塑形变形，随后迅速失稳扩展．图8（a）为缺口方向平行于流线方向冲击断口形貌，断面存在凸凹不平，且沿一定方向拉长的组织形貌，如图8中箭头所示，将这种组织定义为“片状”组织．该组织是由于金属流线产生的，“片状”组织方向与金属流线方向一致．该“片状”组织与主裂纹扩展方向垂直，在一定程度上阻碍了裂纹扩展．同时沿“片状”组织存在二次裂纹，消耗了大量的能量，提高了冲击功，有利于冲击韧性．图8（b）为缺口方向垂直于流线方向断口形貌，“片状”组织方向与二次裂纹及主裂纹扩展方向平行．二次裂纹的出现，加速了主裂纹的扩展，但也消耗了一定的能量，两者综合起来，对冲击韧性的影响不大．

图6 试样1在不同倍率下拉伸断口形貌Fig．6 Tensile fracture morphology of specimen 1at different magnification

图7 试样2在不同倍率下拉伸断口形貌Fig．7 Tensile fracture morphology of specimen 2at different magnification

图8 不同缺口方向冲击断口形貌Fig．8 Impact fracture morphology in different direction of notch

3 结 论

1）材料为α＋β两相区加工组织，沿金属流线方向，存在拉长α相组织，其边界呈锯齿状，组织存在球化趋势．

2）沿金属流线方向室温拉伸强度及断面收缩率较高．金属流线方向垂直于主裂纹方向时，有利于提高冲击韧性值．

3）拉伸及冲击断口形貌呈等轴韧窝，断裂属于微孔聚集型断裂．金属流线影响材料的断口形貌，改变裂纹扩展路径，材料力学表现出各向异性．

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