馮新，馬英杰，李建崇，丁賢飛，南海，崔玉友，雷家峰

（1. 中國航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095；2. 中國科學院金屬研究所，沈陽 110016；3. 北京市先進鈦合金精密成型工程技術(shù)研究中心，北京100095）

鈦合金具有比強度高、耐腐蝕及可焊性好等優(yōu)點，是飛機、發(fā)動機輕量化要求的最佳用材之一。鑄造、粉末冶金和鍛造是常用的3種鈦合金成形制備技術(shù)[1]。其中鑄造成形技術(shù)具有提高鈦合金結(jié)構(gòu)剛性、減輕重量等優(yōu)點，而且鑄造組織具有高損傷容限性能，這對于航空航天構(gòu)件來說具有明顯優(yōu)勢，但是容易產(chǎn)生內(nèi)部的縮孔、疏松以及夾雜等鑄造缺陷，且塑性略低于TC4鈦合金鍛件和粉末冶金構(gòu)件[2]。鈦合金鍛件具有優(yōu)異的抗疲勞強度和高強度、高塑性，在飛機和發(fā)動機上所占比重很大，一般都是關(guān)鍵件和重要件，但是鍛造鈦合金的成材率低，成本較高[1]。粉末冶金鈦合金組織均勻細小，力學性能接近鍛造鈦合金水平，但是仍存在相對成本較高、缺陷難以完全消除等難題[3]。3種鈦合金制備方法各具優(yōu)缺點，且均難以滿足強度-塑性-損傷容限綜合性能的匹配，因此難以相互取代。

在航空工業(yè)中，現(xiàn)代飛機設(shè)計準則逐漸由靜強度設(shè)計轉(zhuǎn)變?yōu)閾p傷容限設(shè)計，損傷容限性能包括斷裂韌性和疲勞裂紋擴展性能，因此國內(nèi)外對飛機、特別是發(fā)動機用鈦合金的研究逐漸由靜力、疲勞力學行為向損傷容限行為研究方向發(fā)展。目前 TC4合金的損傷容限性能研究主要集中在單向和疲勞加載過程中裂紋擴展路徑、二次裂紋及斷口形貌等方面[4—9]，然而對于裂紋尖端微區(qū)變形行為的研究卻較少，已有研究主要包括裂紋尖端塑性區(qū)內(nèi)位錯和孿晶變形行為，以及裂紋尖端塑性區(qū)對裂紋閉合、裂紋擴展速率的影響等[10—15]，但是目前3種成形方法制備TC4鈦合金的統(tǒng)一對比研究較少，針對鑄造、鍛造和粉末冶金3種方法制備 TC4鈦合金軸向拉伸和疲勞加載過程裂紋尖端微區(qū)塑性變形行為差異尚不明確，無法為 TC4鈦合金構(gòu)件成形制備方法優(yōu)化和微觀組織調(diào)控機制提供理論支持。

文中對比研究了3種成形方法制備TC4鈦合金的斷裂韌性和疲勞裂紋擴展行為，并對損傷容限行為差異的原因進行了討論，旨在正確認識和理解傳統(tǒng)方法制備 TC4鈦合金微觀組織特征對材料損傷容限行為的影響，并明確3種成形方法制備TC4鈦合金損傷容限差異的主要影響因素，為鈦合金設(shè)計與應(yīng)用提供參考。

1 實驗

1.1 實驗材料

實驗材料選用鑄造、鍛造和粉末冶金3種方法制備的TC4鈦合金。鑄造TC4合金采用離心熔模精密鑄造的方法，隨后進行930 ℃/130 MPa/3 h 熱等靜壓。鍛造合金采用β相變點以上開坯鍛造，α+β兩相區(qū)加熱變形，兩相區(qū)退火熱處理；粉末冶金合金采用EIGA法制備預(yù)合金粉末，隨后進行熱等靜壓處理，工藝參數(shù)同于鑄造鈦合金熱等靜壓工藝。

1.2 實驗方法

拉伸試驗在島津AG-100 KG電子萬能試驗機上進行，拉伸速率為 0.2 mm/min。斷裂韌性試樣和疲勞裂紋擴展試樣均采用W=30 mm的緊湊拉伸試樣，試樣厚度分別為4和3 mm，實驗均在Instron 8872疲勞機上進行。斷裂韌性實驗采用疲勞加載預(yù)制2 mm的裂紋，以恒定速率拉伸至斷裂的方式，測得斷裂韌性值Kq。疲勞裂紋擴展實驗分別采用恒應(yīng)力值和恒 ΔK=60 MPa·m1/2兩種加載控制方式。本實驗利用ABM光刻機和ULVAC電子束蒸發(fā)儀在疲勞裂紋擴展試樣表面涂覆一層20 μm×20 μm的基準網(wǎng)格，用以表征經(jīng)疲勞裂紋擴展后塑性區(qū)內(nèi)不同組織的微區(qū)變形量。

利用Axiovert 200 MAT光學顯微鏡對3種工藝制備的 TC4鈦合金的顯微組織進行觀察。利用 KLAADE表面形貌分析儀測量裂紋附近塑性區(qū)。利用JSM-6301F場發(fā)射型掃描電鏡觀察裂紋附近的變形組織和斷口形貌。

2 結(jié)果與分析

2.1 斷裂韌性

圖1 3種成形方法制備TC4鈦合金的典型顯微組織形貌Fig.1 Typical microstructure of TC4 titanium alloys manufactured by three forming methods

表1 3種成形方法制備TC4鈦合金的拉伸性能和斷裂韌性Tab.1 Tensile properties and fracture toughness (Kq) of TC4 titanium alloys manufactured by three forming methods

鑄造、鍛造和粉末冶金 TC4鈦合金顯微組織分別見圖1a、1b和1c。鑄造組織為典型的魏氏組織，由原始β晶粒內(nèi)α/β集束和晶界α相組成；鍛造TC4合金為等軸初生α相和片狀的β轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成的雙態(tài)組織；粉末冶金組織細小均勻，由等軸和條狀α相及α相間β相交錯分布組成。

3種成形方法制備材料的拉伸性能和斷裂韌度見表1，由于受鑄件壁厚尺寸限制，斷裂韌性測試結(jié)果為Kq值?？梢钥闯?，鍛造鈦合金強度和塑性均高于鑄造和粉末冶金鈦合金，斷裂韌度與粉末冶金鈦合金相近，均低于具有典型魏氏組織的鑄造TC4鈦合金。

鈦合金斷裂韌性取決于材料的內(nèi)部因素和外部因素兩方面，其中，“內(nèi)部因素”是指材料的塑性變形能力，“外部因素”是指裂紋的幾何形狀和尺寸[11—12]。綜合理論公式提出了斷裂韌性計算（見式(1)），同時考慮了內(nèi)、外部因素對斷裂韌性的影響，其中均勻變形比功按式(2)計算[16]。

式中：uδ為拉伸均勻伸長率；0.2σ為屈服強度；bσ為抗拉強度；E為彈性模量；v為泊松比；e'A為均勻變形比功；L(ε)為實際裂紋長度；L0為實際裂紋沿試樣開口方向的投影長度。

材料在變形和斷裂過程吸收的能量越多，對裂紋和其他尖銳缺陷擴展的抵抗能力越高，斷裂韌性越好[17]。當利用該公式僅計算 TC4鈦合金斷裂韌性“內(nèi)部因素”部分時，鍛造和粉末冶金TC4合金斷裂韌性值均略高于鑄造合金，說明鍛造和粉末冶金 TC4鈦合金裂紋尖端塑性變形能力更強，但是這與表1中斷裂韌性測量結(jié)果趨勢不一致，說明裂紋幾何形狀和尺寸等外部因素更有利于提高鑄造 TC4鈦合金斷裂韌性，且“外部因素”對總體斷裂韌性的影響比重更高。

鈦合金屈強差越大，材料發(fā)生屈服后形變硬化能力越強，越有利于變形區(qū)集中應(yīng)力重新分布，減緩或避免脆性斷裂，提高材料的斷裂韌性[11—12,17]。這與文中研究結(jié)果一致，即3種方法制備TC4鈦合金屈強差越大（見表 1），式(1)中“內(nèi)部因素”部分的斷裂韌度越高。

3種成形方法制備TC4鈦合金斷裂韌性試樣裂紋附近變形組織見圖 2，可以看出，3種成形方法制備的 TC4鈦合金塑性變形主要通過位錯滑移和孿晶變形2種方式進行。鑄造TC4合金以集束為變形單元，不同集束的晶體取向不同，其變形量和變形方向不一致（見圖2a），在取向有利孿晶變形的集束內(nèi)產(chǎn)生了大量垂直α板條長軸方向的變形孿晶，起止于集束邊界處。這是由于鑄造組織集束尺寸大，且密排六方α相滑移系較少，集束間協(xié)調(diào)變形能力差，因此鑄造組織相比其他兩種合金更容易產(chǎn)生變形孿晶[4]，而鍛造鈦合金的滑移變形主要集中在等軸α晶粒內(nèi)，由于等軸α相尺寸較次生α相大，所以位錯滑移距離較長，位錯密度較大。粉末冶金合金中等軸和條狀α相內(nèi)也均發(fā)生了位錯滑移變形，并且還可以發(fā)現(xiàn)在界面處形成了孔洞，這是由于位錯塞集此處產(chǎn)生較大的應(yīng)力集中所致[18—19]。這表明相比鍛造和粉末冶金制備的TC4合金，鑄造TC4合金裂紋尖端塑性變形能力差，裂紋向前擴展消耗的塑性變形能較少，抵抗裂紋擴展的能力低，即裂紋尖端塑性變形能力（內(nèi)部因素）對鑄造TC4鈦合金斷裂韌性的貢獻較小。

圖2 3種成形方法制備TC4鈦合金斷裂韌性試樣裂紋鄰域變形形貌Fig.2 Deformation Morphologies near cracks in TC4 titanium alloys fracture toughness specimens manufactured by three forming methods

從表 1斷裂韌性測試結(jié)果和式(1)內(nèi)部因素部分計算公式，可以推斷裂紋面的幾何形狀、尺寸等外部因素對斷裂韌性具有更加顯著的影響。對3種方法制備的 TC4鈦合金的斷裂韌性試樣斷口形貌進行觀察（見圖 3），鑄造鈦合金以準解理和韌窩斷裂兩種混合形式為主，斷口表面起伏較大，裂紋面較為粗糙；鍛造和粉末冶金的斷裂韌性斷口相似，相比鑄造合金裂紋面更為平整。雖然鍛造和粉末冶金 TC4合金塑性變形能力更強，但是鑄造TC4合金的斷口更加起伏，斷裂過程形成新裂紋面積更大，吸收的能量更高。

綜上所述，從內(nèi)部因素看，單向加載過程中鑄造TC4合金裂紋尖端塑性變形能力低于鍛造和粉末冶金 TC4合金，斷裂過程中塑性變形吸收的能量相對較少；從外部因素看，鑄造 TC4合金裂紋曲折程度更高，斷裂形成新裂紋面表面能所需能量更高，可以獲得更高的斷裂韌性。在內(nèi)外部因素綜合作用下，鑄造 TC4合金表現(xiàn)出較高的韌性，因此，斷裂韌性性能取決于裂紋尖端微區(qū)塑性變形能力和裂紋擴展路徑曲折程度的共同作用，其中裂紋路徑對斷裂韌度的影響比重更大。

圖3 3種成形方法制備TC4鈦合金斷裂韌性試樣斷口形貌Fig.3 Fracture morphologies of TC4 titanium alloys fracture toughness specimens manufactured by three forming methods

2.2 疲勞裂紋擴展

3種成形方法制備的TC4鈦合金的裂紋擴展速率da/dN-ΔK曲線見圖 4?？梢?，鑄造 TC4鈦合金的疲勞裂紋擴展速率最小，鍛造態(tài)擴展速率最大。文中分別從疲勞裂紋擴展應(yīng)力集中鈍化能力、表面粗糙度和裂紋尖端塑性區(qū)誘發(fā)裂紋閉合行為等方面進行對比分析，探討影響3種方法制備TC4鈦合金疲勞裂紋擴展行為差異的主要因素。

3種方法制備的 TC4鈦合金疲勞裂紋擴展斷口表面形貌及鄰域變形形貌分別見圖5和圖6，從疲勞斷口及主裂紋附近鄰域均可看出二次裂紋。鍛造和粉末冶金組織尺寸較小，主裂紋總體較為平直，二次裂紋長度較短；而鑄造組織集束尺寸大，主裂紋路徑曲折程度高，二次裂紋長。二次裂紋在一定程度上緩解了裂紋尖端的應(yīng)力集中，產(chǎn)生疲勞裂紋尖端鈍化，降低了疲勞裂紋擴展速率，也是疲勞裂紋尖端鈍化機制之一。二次裂紋尺寸越長，對裂紋尖端的鈍化能力越強[20—21]。

圖4 3種成形方法制備的TC4鈦合金疲勞裂紋擴展速率da/dN與應(yīng)力強度因子ΔK的關(guān)系(R=0.1)Fig.4 FCG rates (da/dN) as a function of applied stress intensity range (ΔK)(R=0.1) of TC4 titanium alloys manufactured by three forming methods

圖5 3種成形方法制備TC4鈦合金疲勞裂紋擴展試樣斷口形貌Fig.5 Fracture morphologies of TC4 titanium alloys FCG specimens manufactured by three forming methods

圖6 3種成形方法制備TC4鈦合金疲勞裂紋擴展試樣主裂紋鄰域變形形貌Fig.6 Deformation morphologies near the main cracks in TC4 titanium alloys FCG specimens manufactured by three forming methods

主裂紋和二次裂紋擴展路徑曲折程度和裂紋深度既與外加載荷有關(guān)，又與微觀組織有關(guān)。鑄造TC4鈦合金的疲勞裂紋擴展路徑對集束組織的晶體取向特別敏感，一般選擇沿易位錯滑移方向擴展[22]。疲勞裂紋沿上一個集束的位錯滑移帶擴展至界面處，方向改變至沿下一個集束的易位錯滑移方向繼續(xù)擴展；或者沿集束內(nèi)一個滑移系方向擴展一段距離，然后改變至該集束的另一滑移系方向繼續(xù)擴展，且鑄造組織尺寸較大，所以裂紋擴展路徑曲折程度大[16]。鍛造TC4鈦合金的疲勞裂紋較為平直，疲勞裂紋既可以穿過初生α相，又可以沿β轉(zhuǎn)變組織和初生α相之間界面開裂，取決于初生α相和β轉(zhuǎn)變組織在疲勞載荷作用下的強度變化及二者界面結(jié)合力的強弱[23]，這與Shikai Li[24]等的實驗結(jié)果一致。粉末冶金 TC4合金裂紋通常沿著α/β界面或切過晶粒擴展，α/β相界面結(jié)合力較小時，裂紋容易沿著界面擴展[25]，當α/β界面方向的分應(yīng)力很小時，裂紋則更容易切過α相。

疲勞裂紋向前擴展過程中，裂紋向前擴展需要克服形成單位面積新表面所需的表面能和擴展單位面積所需的塑性變形能，裂紋的彈塑性體在外加應(yīng)力作用下受到載荷作用時，裂紋尖端附近會發(fā)生屈服，形成塑性區(qū)，每個循環(huán)中疲勞裂紋向前擴展需要克服上一個循環(huán)造成的阻力，這個阻力與上一循環(huán)形成的塑性區(qū)有關(guān)[25—26]，塑性變形能與擴展過程新形成的疲勞裂紋尖端塑性區(qū)面積成正比。相比表面能，塑性變形能對疲勞裂紋擴展速率影響更為顯著，所以進一步考察塑性變形能對疲勞裂紋擴展速率的影響。

白光相干法測得的三種成形方法制備 TC4鈦合金在 ΔK=60 MPa·m1/2條件下對應(yīng)的塑性區(qū)形貌見圖7。其中白色區(qū)域表示未發(fā)生塑性變形的區(qū)域，黃色和暗紅色區(qū)域?qū)?yīng)塑性變形區(qū)域，顏色加深代表變形程度增大?？梢钥闯鏊苄詰?yīng)變主要集中在靠近裂紋的局部區(qū)域內(nèi)，即集中在裂紋尖端位置。這也與裂紋尖端小范圍屈服的觀點一致，根據(jù)HRR理論[25]，裂紋尖端的應(yīng)力和應(yīng)變場分布由K和與裂紋的距離r1/2來決定，隨著r增加，應(yīng)變減小，即靠近裂紋附近區(qū)域的變形量較大，隨著與裂紋距離增大，應(yīng)力和應(yīng)變逐漸減小。

具有典型魏氏組織的鑄造 TC4鈦合金塑性區(qū)邊界不平直，內(nèi)部變形不均勻；鍛造和粉末冶金 TC4合金邊界更為平直，且塑性區(qū)內(nèi)的變形也更均勻。鑄造合金不同集束的晶體取向不同，位錯滑移分布的均勻性不同，有利取向的晶粒內(nèi)塑性變形量大；不利取向的晶粒則變形困難，變形量小[27]。鍛造和粉末冶金鈦合金晶粒尺寸小、晶界數(shù)目較多，塑性變形不容易從一個晶粒傳遞到另一個晶粒，這使得變形局限于小范圍內(nèi)。此外細小組織中位錯滑移距離短，晶粒變形時得到周圍晶粒的協(xié)調(diào)作用，因此整個材料表現(xiàn)出塑性變形分布較為均勻[28]。

塑性區(qū)尺寸與ΔK呈正比，與屈服強度呈反比[25]。比較圖7中的塑性區(qū)尺寸可以發(fā)現(xiàn)，鑄造TC4合金塑性區(qū)稍大于鍛造和粉末冶金 TC4合金，三者之間差別不大，因此，對于3種成形方法制備的TC4合金，裂紋尖端塑性區(qū)誘發(fā)裂紋閉合機制對疲勞裂紋擴展速率的影響較小。

鑄造 TC4鈦合金因具有深長的二次裂紋，疲勞裂紋尖端鈍化能力嚴重；同時因具有面積更大的疲勞斷口和稍大的裂紋尖端塑性區(qū)，鑄造 TC4鈦合金裂紋擴展過程中消耗的能量高于鍛造和粉末冶金 TC4鈦合金。另外，裂紋曲折程度和斷口粗糙度會增大粗糙度誘發(fā)裂紋閉合的程度，降低有效應(yīng)力強度因子。

綜上所述，通過對比研究 3種成形方法制備的TC4鈦合金疲勞裂紋擴展行為發(fā)現(xiàn)，疲勞裂紋擴展過程中消耗的裂紋尖端塑性變形能及新形成的斷口表面能對裂紋擴展速率影響較小，疲勞裂紋路徑曲折程度及斷口粗糙度誘發(fā)裂紋閉合行為是影響裂紋擴展速率差異的主要因素。

圖7 3種成形方法制備TC4鈦合金塑性變形區(qū)白光相干表面形貌（ΔK=60 MPa·m1/2）Fig.7 Scanning white-light interferometry picture showing CPZ corresponding ΔK=60 MPa·m1/2 of TC4 titanium alloys manufactured by three forming methods

2.3 疲勞裂紋尖端微區(qū)變形

研究局部變形行為有利于認識疲勞變形過程中顯微裂紋萌生的位置和機制，對于提高鈦合金損傷容限性能具有理論指導意義。盡管塑性變形的主要方式都是位錯滑移，但位錯滑移的分布存在不均勻性[29]。利用掃描電鏡、金相顯微鏡等常用的分析手段難以直接觀察到組織內(nèi)微小的塑性變形，因此，文中利用網(wǎng)格法對疲勞裂紋尖端塑性區(qū)內(nèi)的微區(qū)變形行為作了進一步分析。

3種成形方法制備合金疲勞裂紋附近的變形組織形貌見圖8，對圖8a和8b鑄造合金變形組織觀察發(fā)現(xiàn)，在集束界面處網(wǎng)格線發(fā)生了明顯變形，甚至發(fā)生開裂，說明界面處變形量較大；集束內(nèi)部網(wǎng)格線基本保持平直，內(nèi)部變形較均勻一致。對圖8c和8d鍛造合金變形組織觀察發(fā)現(xiàn)，在初生α相與β轉(zhuǎn)變組織的界面處，尺寸較大的次生α相內(nèi)以及初生α相內(nèi)的網(wǎng)格線局部均發(fā)生了變形，即此處的組織發(fā)生了塑性變形，如圖8d所示，在同一初生α晶粒內(nèi)相互垂直的兩個方向都發(fā)生了塑性變形，上述情況說明鍛造合金中界面滑移和晶內(nèi)滑移變形兩種方式同時存在。對圖8e和8f粉末冶金合金變形組織觀察發(fā)現(xiàn)，α/β界面處也存在滑移的現(xiàn)象，同時在α晶粒內(nèi)，網(wǎng)格線發(fā)生了彎曲，說明晶粒內(nèi)部也發(fā)生了塑性變形。但鍛造和粉末冶金合金的變形量與鑄造合金相比要小很多，主要是由于鑄造組織尺寸大，位錯滑移距離長所致。

圖8 3種成形方法制備TC4鈦合金疲勞裂紋擴展試樣主裂紋鄰域變形形貌Fig.8 Deformation morphologies near cracks in TC4 titanium alloys FCG specimens manufactured by three forming methods

對于鑄造組織而言，集束尺寸、集束晶體取向和相鄰集束的晶體取向差以及界面等都將影響材料應(yīng)力和應(yīng)變的各向異性[30]。相鄰集束的晶體取向不同，所以滑移系方向不同，同時集束界面對位錯具有阻礙作用，位錯難以穿過集束界面進入下一個集束，因此兩側(cè)的變形量和變形方向不一致，為了保持界面連接，界面隨之發(fā)生變形來協(xié)調(diào)兩側(cè)集束的變形量，但是如果兩側(cè)的集束尺寸大，位錯滑移距離長，界面難以通過自身變形來協(xié)調(diào)變形時，則會發(fā)生沿著界面滑移開裂的現(xiàn)象。鍛造和粉末冶金合金中也均發(fā)現(xiàn)沿界面開裂的現(xiàn)象，界面滑移產(chǎn)生的原因可能有兩種，一是因為界面兩側(cè)組織的塑性變形量不同，界面無法協(xié)調(diào)時發(fā)生滑移開裂[31]；二是界面結(jié)合力較弱，在拉-拉疲勞加載時，軸向應(yīng)力大于界面結(jié)合力時，界面被拉斷。

比較 3種成形方法制備 TC4鈦合金疲勞裂紋尖端塑性區(qū)內(nèi)微區(qū)塑性變形不均勻性，可以發(fā)現(xiàn)鑄造TC4鈦合金裂紋尖端微區(qū)塑性變形最為不均勻，因此相對更易在應(yīng)力集中位置產(chǎn)生二次裂紋，釋放疲勞裂紋尖端的應(yīng)力集中，從而降低疲勞裂紋擴展速率。

3 結(jié)論

分析比較了導致鑄造、鍛造和粉末冶金3種成形方法制備 TC4鈦合金斷裂韌性和疲勞裂紋擴展行為差異的主要原因。獲得主要結(jié)論如下。

1) 鍛造TC4合金的拉伸強度和塑性均高于鑄造和粉末冶金TC4合金；鍛造TC4合金的斷裂韌度與粉末冶金合金相近，均低于具有典型魏氏組織的鑄造TC4合金；抵抗疲勞裂紋擴展的能力，鍛造、粉末冶金、鑄造TC4合金依次增強。

2) 對于3種成形方法制備的TC4合金，其斷裂韌性性能取決于裂紋尖端塑性變形能力和裂紋擴展路徑曲折程度的共同作用，其中裂紋路徑對斷裂韌度的影響比重更大。

3) 對于3種成形方法制備的TC4合金，其疲勞裂紋尖端塑性區(qū)尺寸相差較小，裂紋尖端塑性區(qū)誘發(fā)裂紋閉合效應(yīng)、裂紋尖端消耗的塑性變形能對裂紋擴展速率差異影響較?。挥善诹鸭y路徑曲折程度（粗糙度）誘發(fā)裂紋閉合行為是影響裂紋擴展速率差異的主要因素。

4) 與鍛造和粉末冶金制備的TC4合金相比，鑄造 TC4合金的疲勞裂紋尖端塑性區(qū)內(nèi)的微區(qū)變形更為不均勻，鑄造組織的集束界面變形量大，易于產(chǎn)生二次裂紋；疲勞裂紋擴展過程中，鑄造組織中產(chǎn)生的長尺寸二次裂紋將鈍化裂紋尖端應(yīng)力集中，從而降低疲勞裂紋擴展速率。

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