选区电子束熔炼Ti-6Al-4V钛合金的绝热剪切各向异性①

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。