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选区电子束熔炼Ti-6Al-4V钛合金的绝热剪切各向异性①

2022-11-10黄均毅

矿冶工程 2022年5期
关键词:柱状晶晶界径向

黄均毅,杨 扬

(中南大学 材料科学与工程学院,湖南 长沙 410083)

局域化绝热剪切现象是材料发生动态断裂失效的先兆,一般出现在高应变速率变形过程中[1-2]。绝热剪切敏感性可用来衡量绝热剪切发生的难易程度,绝热剪切敏感性越高,越容易发生绝热剪切。Ti-6Al-4V是一种α+β型双相钛合金,具有良好的综合性能、优异的耐腐蚀性和生物相容性,应用前景十分良好。选区电子束熔炼技术(Selective electron beam melting,SEBM)是一种基于粉末床的增材制造技术,其制造环境真空,可以避免Ti-6Al-4V的氧化污染,适用于制造高性能钛合金[3-4]。然而经SEBM技术制造出来的Ti-6Al-4V合金组织具有明显的取向[5],会使其绝热剪切行为具有各向异性。目前关于这方面的研究还鲜有文献报道,因此本文着眼研究由SEBM技术制备的Ti-6Al-4V合金的绝热剪切各向异性,为该合金的工程应用提供实验数据和理论支撑。

1 实 验

实验对象为2根采用SEBM技术制造的Ti-6Al-4V钛合金棒材(Φ10 mm×79 mm),其制造过程由Arcam打印机的标准程序控制。制造时所用电子束光斑尺寸为100 μm,预热温度为730℃,各粉末层平均厚度为50 μm。在预热阶段电子束电流为30~38 mA,扫描速度为(1~1.3)×104mm/s;在熔炼阶段电子束的电流为18 mA,扫描速度为500 mm/s。采用步长为0.02°、速度为2°/min的实验参数在D/max 2550全自动X射线衍射仪上对样品进行连续扫描,之后在Jade软件上对XRD数据进行Rietveld精修,获得Ti-6Al-4V中的α和β相含量分别为87.7%和12.3%,其衍射图谱如图1所示。利用POLYVAR-MET金相显微镜观察加载前后试样的微观组织,各试样在经过研磨抛光后使用体积分数2%HF+5%HNO3+93%H2O的腐蚀剂侵蚀10 s。

图1 Ti-6Al-4V的X射线衍射图谱及α/β相含量

在棒材中分别沿纵向(平行于建造方向)和径向(垂直于建造方向)取出圆柱形试样(Φ5 mm×6 mm),取样方向和尺寸如图2所示。利用分离式霍普金森压杆装置对圆柱样进行动态加载,装置的入射杆和透射杆材质均为合金钢,杆长度为1 000 mm、直径为14.5 mm,所用子弹长度为300 mm,装置示意如图3所示。实验使用氮气对子弹进行加压,对纵/径向试样的加载气压均为0.2 MPa,所获得的应变速率为1 700 s-1,试验温度为298 K。加载时,样品被置于入射杆和透射杆之间,当气枪推动子弹高速撞击入射杆,在入射杆内会形成向试样及透射杆方向传播的入射波。入射波传至试样表面时,试样将被压缩变形,同时一部分入射波变为透射波继续传至透射杆,另一部分入射波则反射回入射杆。波信号由贴在入射杆和透射杆上的应变片收集,之后传至数据收集系统形成电信号。根据公式(1)~(3)即可将电信号转换为相应的力学响应曲线,并计算出对应的名义应力σn(Pa)、名义应变εn和应变速率̇εn(s-1)[6]。

图2 SHPB试样的取样方位示意图

图3 分离式霍普金森压杆装置示意图

式中Ab、As、Ls分别为压杆的横截面积(m2)、样品的横截面积(m2)和样品原始长度(m);Eb和Cb分别为杆的弹性模量和波速,其中E0=2×1011Pa,C0=5 064 m/s;εi(t)和εt(t)分别是实验获得的入射波信号(mV)和透射波信号(mV)。真实应力σt(Pa)和真实应变εt可分别由式(4)和式(5)获得[6]:

2 实验结果及讨论

2.1 加载前后Ti-6Al-4V的微观组织

加载前试样的显微组织如图4(a)~(b)所示,其观察面平行于建造方向。由图可知,Ti-6Al-4V棒材内存在沿建造方向生长的β柱状晶和分布在晶界以及晶内的白色α相,α相大多为细小的束集片层状,且中间夹有黑色的β相。材料整体呈现网篮组织与魏氏组织混杂的状态,但在某些位置(如晶界、两α相束集区域的边界)会因为偏析和制造过程中的高温气氛从而出现生长的较为粗大的α相。在SEBM的制造过程中,每一层粉末在熔炼前都会经过预热,而在粉末熔化冷却时会具有沿制造方向递减的温度梯度,这导致了β柱状晶的出现。同时在SEBM的制造腔内还会始终维持较高的温度氛围(>600℃),这相当于对试样进行了短时间的等温时效处理,会使快速冷却形成的针状α'马氏体转变为稳定的α相,因此在试样中没有观察到α'马氏体相。使用image pro plus软件对图4(a)中组织进行测量,可知试样的柱状晶宽度为61.68±23.83 μm。

回收加载后的纵向和径向试样,沿轴向剖切开后均可以观察到内部存在沿对角线发展的绝热剪切带,其微观形貌分别如图4(c)和(d)所示。由图可知,加载后试样的组织明显细化,其中大致沿45°方向延长的白亮条带状区域即绝热剪切带,可见剪切区域内组织发生了剧烈塑性变形且伴有裂纹,在区域边缘处组织明显沿剪切带方向发生扭曲,而区域外组织则没有明显变化。裂纹的出现与剪切区域的不均匀变形有关。在动态压缩过程中,因为剪切带中部绝热温升大、塑性变形剧烈,而剪切带边缘温度较低、塑性变形较慢,所以材料在剪切带的中部会承受附加压应力,相应的在剪切带的边缘则会出现附加拉应力。当附加拉应力超过材料断裂强度时,首先会在剪切带边缘形成微裂纹,之后随着剧烈塑性变形继续,微裂纹将沿剪切带长大延伸。对比图4(c)和(d)可知,纵向试样的裂纹尺寸比径向试样的大,说明纵向试样的局域化剪切变形更剧烈,其绝热剪切敏感性更高。

图4 加载前后Ti-6Al-4V的组织形貌

2.2 Ti-6Al-4V的动态力学响应特征

纵向和径向试样在1 700 s-1应变速率下的真应力-真应变曲线如图5(a)所示。由图可知两曲线的发展趋势基本一致,开始时流变应力随着应变增加而迅速增加,之后增加速度减小,然后曲线达到最大应力值,即图中箭头所指位置,该点称为应力坍塌点。应力坍塌点是绝热剪切的起点,超过该点后流变应力随加载进行迅速减小。应力坍塌点所在的临界应变可用于表征绝热剪切敏感性,临界应变越小,绝热剪切敏感性越高,越容易发生绝热剪切。由图5(a)可得,纵向试样和径向试样的临界应变分别为0.139和0.164,即纵向试样的临界应变比径向试样的小,说明纵向试样的绝热剪切敏感性更高。

材料的应变硬化率可以通过对真应力-真应变曲线微分获得,对图5(a)的真应力-真应变曲线进行微分,结果如图5(b)所示。由图可知,两曲线具有相同的发展趋势,即下降-平稳发展-下降。两曲线在真应变为0.03之前(如图中箭头所示)为第1个下降阶段,此阶段材料的应变硬化作用大于热软化作用,但随着应变增加,变形功增加,变形功转化的热量增加,导致材料的绝热温升,使材料应变硬化速率迅速下降。真应变从0.03到各自临界应变阶段为平稳发展阶段,此时材料的应变硬化作用与热软化作用基本持平,随着应变增加,曲线各自发生振荡波动,相互交叉。最后当应变继续增加并超过应力坍塌点,曲线快速下降,其应变硬化速率小于0。由图5(b)可以看出,应变小于0.03时,纵向试样的应变硬化率高于径向试样,但当应变超过0.03后,两条曲线相互交叉波动,说明此时纵/径向试样的应变硬化率相近。

在高应变速率加载中,由于变形主要集中在绝热剪切区域,变形产生的热量来不及散发,所以会在该区域产生一定的绝热温升。绝热剪切区域的温度计算式为[7]:

式中T0、η、ρ、Cv、ε和σ分别代表室温、功热转换系数、密度、比热容、真应变和真应力,其中T0=293 K,η=0.9,ρ=4 430 kg/m3,Cv=562 J/(kg·K)[8]。

纵/径向试样的温度-真应变曲线如图5(c)所示。对比两温升曲线可知,纵向试样的温升曲线比径向试样的高,说明纵向试样的热软化作用比径向试样的强,这与材料的流变应力有关。因为纵向试样的流变应力比径向试样的高,所以变形做功更多,导致转换的热量也更多,从而使纵向试样的热软化作用更强。

图5 Ti-6Al-4V的动态响应曲线

材料在冲击载荷下的绝热剪切可归结为材料的热黏塑性本构失稳[9]。热黏塑性本构方程在一维剪切的情况下可写为:

则本构失稳的临界条件为:

综上分析可知,因为纵向试样具有更强的热软化,且随着变形过程的进行,其应变硬化率与径向试样的相近,所以纵向试样更易发生绝热剪切。

比较单位体积绝热剪切形成能E(MJ/m3)的大小也可以判断材料绝热剪切敏感性的高低[10],通常绝热剪切发生时所吸收的能量越少,材料绝热剪切敏感性越高。单位体积绝热剪切形成能的公式为:

式中σ为真应力(MPa);ε为真应变。根据式(9),对图5(a)中真应力-真应变曲线的起始点至应力坍塌点阶段进行积分,可以得到纵向试样和径向试样的单位体积绝热剪切形成能分别为225.4 MJ/m3和258.8 MJ/m3。由此可知纵向试样的绝热剪切形成能比径向试样的小,因此纵向试样的绝热剪切敏感性比径向试样的大,更易发生绝热剪切。

2.3 Ti-6Al-4V的绝热剪切各向异性

材料的绝热剪切各向异性与其微观组织特征密切相关。因为选区电子束熔炼的Ti-6Al-4V主要由hcp-α相组成(87.7%),并且会形成与建造方向平行的β柱状晶,所以其绝热剪切各向异性主要与柱状晶晶界和hcp-α相的取向有关。如图6(a)和(b)所示,纵向试样的β柱状晶晶界与加载方向相平行,而径向试样的晶界与加载方向相垂直。一般而言,当晶界垂直于加载方向时,对位错的阻碍作用更强,材料的流变应力会更高,即径向试样的流变应力应该比纵向试样的高。但因为在Ti-6Al-4V的组织演变过程中其α相与β晶粒有一定的位向关系,即晶粒演变为hcp-α相的密堆平面((0001)基面)与bcc-β相的密堆平面((110)平面)平行,所以运用选区电子束熔炼技术制造的Ti-6Al-4V拥有hcp-α相的c轴大致平行于建造方向的取向[11-12],即在纵向试样中hcp-α相的c轴与加载方向平行,而在径向试样中hcp-α相的c轴垂直于加载方向,如图6(c)和(d)所示。

图6 晶界/hcp-α相单胞与加载方向的关系

当hcp-α相的c轴平行于加载方向时,会阻塞基滑移系和柱滑移系,仅能激活与2nd锥滑移系;当hcp-α相的c轴垂直于加载方向时,则可以同时激活基滑移系、柱滑移系和锥滑移系[13]。基滑移系和柱滑移系开动时所需的临界分切应力比锥滑移系的要小[14],因此当hcp-α相的c轴平行于加载方向时(纵向试样),材料变形所需流变应力更高,而当hcp-α相的c轴垂直于加载方向时(径向试样),材料变形开动滑移系所需的流变应力减小。由上述分析可知,当确定加载方向后,在样品的加载过程中,柱状晶晶界与hcp-α相取向对流变应力的影响相反,为相互竞争的关系。又根据图5(a)可知,在1 700 s-1的应变速率下,纵向试样的流变应力比径向试样的要高,这说明与晶界的作用相比,hcp-α相取向对材料流变应力的影响更为明显。最终因为纵向试样的流变应力比径向试样的高,纵向试样的热软化作用更强,其绝热剪切敏感性更大,导致Ti-6Al-4V棒材在纵/径方向上的绝热剪切行为存在各向异性。

3 结 论

1)在1 700 s-1的应变速率下,Ti-6Al-4V棒材在纵/径方向上的的绝热剪切行为具有各向异性,并且纵向试样的绝热剪切敏感性比径向试样的高。

2)在同一加载方向下,β柱状晶晶界与hcp-α相取向对材料流变应力的影响相反,为相互竞争的关系。与晶界的作用相比,hcp-α相取向对试样流变应力的影响更大,Ti-6Al-4V棒材在纵/径方向上的绝热剪切各向异性主要与hcp-α相的取向有关。

3)对于纵向试样而言,其hcp-α相的c轴平行于加载方向,此时Ti-6Al-4V变形主要依靠锥滑移系,开动该滑移系所需的临界分切应力较高,所以材料的流变应力较大、所做变形功较多,相应热软化作用较强,最终导致试样在纵向上的绝热剪切敏感性较高。对径向试样而言,其hcp-α相的c轴垂直于加载方向,此时Ti-6Al-4V变形主要依靠基滑移系和柱滑移系,开动这两个滑移系所需的临界分切应力较低,所以材料的流变应力较小、所做变形功较少,相应热软化作用较弱,最终导致试样在径向上的绝热剪切敏感性较低。

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