钛及其合金具有优异的综合性能,在航空航天、武器、舰船等领域获得了广泛的应用。钛合金氢处理技术是利用氢在钛及钛合金中的强扩散性,将氢作为临时合金化元素,借助氢的可逆合金化、热效应、对相组成和相变动力学以及马氏体相变的影响改善钛合金性能^[1,2,3]。研究表明,氢的加入可显著改善钛合金的锻造、热压和超塑等热加工性能、降低α→β相的转变温度、增加β相的数量、降低热变形应力和变形温度并提高变形极限;同时,热氢处理还有助于改善钛合金的组织,细化粗大的魏氏组织,使切削加工和扩散加工性能明显改善。

脉冲电流辅助金属材料加工成形工艺,是近年来新兴的一种提高材料成形性能的新方法^[4,5,6,7]。高能脉冲电流的热效应和非热效应的耦合作用可显著降低钛合金的变形抗力,促进α→β相转变和再结晶的发生,从而改善显微组织,提高材料的力学性能。本文对置氢量为0.27%(质量分数)的Ti-6Al-4V合金进行压缩试验,研究脉冲电流对其变形行为的影响。

1 实验方法

实验用材料为Ti-6Al-4V合金棒材,压缩试样采用GB7314-2005标准试样,尺寸为直径6 mm高9 mm。对试样表面进行抛光处理,然后置入管式氢处理炉,抽真空至10^-3 Pa后在750℃采用固态充氢法进行置氢试验。通过控制充氢时间控制试样中的氢含量,采用高精度物理天平通过称重法测量试样的氢含量,精密分析天平的感量为1×10^-5 g。实验用Ti-6Al-4V合金置氢试样的氢含量为(0.27±0.01)%。

在CMT4305型电子万能试验机上进行脉冲电流辅助压缩试验,应变速率分别为ε=0.01 s^-1和ε=0.03 s^-1,压缩过程中每组参数至少进行三次试验,试验结果取平均值。试验中所用高能脉冲电流放电设备为THDM-Ⅰ型脉冲电源,试验中的输入电压分别为50 V、60 V、70 V,频率为250 Hz,其他电参数保持不变。使用K型热电偶测试压缩过程中试样表面温度,并通过温度-时间实时反馈系统记录压缩试验在变形过程中试样表面温度随时间的变化情况。

试验中先设定压缩模具与试样之间的预压力为200 N,以保证整个电流回路中各组件之间良好接触,接通脉冲电流5 s后开始压缩试验,直至试样断裂。

2 结果和讨论

2.1 力学性能分析

置氢前后材料的显微组织,如图1所示。置氢前试验材料的显微组织主要由等轴α晶粒组成,在α晶粒之间有少量的β相组织;置氢0.27%后材料的显微组织发生显著变化,因氢含量较低试样中仍有部分等轴状α晶粒,但是比例明显减少,在α晶粒之间出现大量的针状马氏体α＇。

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图1   原始Ti-6Al-4V合金和0.27%置氢Ti-6Al-4V合金的显微组织

Fig.1   Microstructure of materials with H addition 0.27% H (a) as-received Ti-6Al-4V alloy; (b) Ti-6Al-4V alloy with 0.27% H

根据公式(1)和(2)计算试验材料在压缩过程中的真应力和真应变,其中P为载荷, S=πR2为试样的横截面积, ∆l压缩变形,H为试样高度。

σ=PS(1-∆lH)(1)

ε=-ln(1-∆lH)(2)

脉冲电流辅助Ti-6Al-4V合金压缩试验的应力-应变曲线,如图2所示。从图2可以看出,不施加脉冲电流时置氢0.27%Ti-6Al-4V合金试样的变形抗力更大。试验中所有圧缩曲线的屈服均发生在 ε=0.1左右,因此将 ε=0.1时的应力值定为屈服应力。未置氢的试样屈服后应力值仍随应变量的增大而增大,而置氢0.27%试样的应力值过屈服点后几乎保持不变,直到发生断裂。其原因是,Ti-6Al-4V合金置氢能降低其在压应力下的临界剪切应力,促进孪晶变形的发生,从而避免位错的塞积和缠结,减弱变形过程中的加工硬化。施加脉冲电流后,无论是置氢0.27%试样还是原始材料试样其压缩力学性能均得到较大程度提升,压缩变形抗力降低,断裂极限提高。图3总结了不同试验条件下压缩断裂延伸率,屈服强度和压缩强度随施加脉冲电流电压变化的曲线。图3表明,不施加脉冲电流时0.27%置氢试样的压缩断裂延伸率与原始试样几乎一致;随着施加脉冲电流电压的升高0.27%置氢试样和原始试样的断裂延伸率均有较大提高,但是原始试样提升的幅度更大,特别是当应变速率 ε˙=0.03s-1、脉冲电流电压为50 V时就表现出较大的差距;随着脉冲电流电压的增大,0.27%置氢试样和原始试样的断裂延伸率的差距越来越大。图3c和d给出了0.27%置氢试样和原始试样的屈服强度和压缩强度的变化。不施加脉冲电流时,0.27%置氢试样的屈服强度和压缩强度均大于原始试样。施加脉冲电流后0.27%置氢试样的屈服强度降低幅度大于原始试样,并且电压越大其屈服强度降低越显著;当电压为70 V时,0.27%置氢试样的屈服强度已经远远小于原始试样。但是0.27%置氢试样与原始试样的压缩强度的差距并不大,在应变速率 ε˙=0.01s-1条件下其压缩强度几乎相等,应变速率 ε˙=0.03s-1时0.27%置氢试样的压缩强度也仅仅是略小于原始试样,但并没有屈服强度那么大的差距。这表明,0.27%置氢试样压缩变形屈服后,随着应变量继续增大应力值增大幅度要大于原始试样。从图2也可以看出,当脉冲电流电压为70 V时0.27%置氢试样的压缩应力应变曲线过屈服点后,有明显的上扬,应力值快速增大。

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图2   压缩试验中的应力-应变曲线

Fig.2   Stress-strain curves in compression tests (a) without H, \dot{\epsilon }=0.01 s^-1; (b) without H, \dot{\epsilon }=0.03 s^-1; (c) 0.27% H, \dot{\epsilon }=0.01 s^-1; (d) 0.27% H, \dot{\epsilon }=0.03 s^-1

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图3   不同条件下延伸率、压缩强度和屈服强度的对比

Fig.3   Variations of compressive strength, compression elongation and yield stress (a) \dot{\epsilon }=0.01 s^-1 elongation; (b)\mathrm{}\dot{\epsilon }=0.03 s^-1 elongation; (c) \dot{\epsilon } =0.01 s^-1 yield stress and compressive strength; (d)\mathrm{}\dot{\epsilon }=0.03 s^-1 yield stress and compressive strength

在脉冲电流作用下Ti-6Al-4V合金压缩变形屈服强度和压缩强度的降低主要是温度效应导致的,而压缩断裂延伸率的提高则主要归因于脉冲电流的电致塑性^[8]。脉冲电流促进材料变形过程中的位错运动,降低位错塞积和应力集中,抑制和延缓微裂纹的产生和生长,从而提高材料的塑性变形极限^[9,10]。在脉冲电流作用下Ti-6Al-4V合金试样在压缩变形过程中的温度变化,如图4所示。在压缩变形开始前对压缩试样有5 s的脉冲电流预处理,因此变形开始时试样已经因脉冲电流的焦耳热效应而达到较高的温度。随着应变的增大,试样的温度先升高然后降低。应变速率 ε˙=0.03s-1时,因变形较快达到界面热传导平衡临界值的速度高,因此其最高温度值低于 ε˙=0.01s-1;在温度降低阶段,试样的温度来不及向上下压头传导,因此应变相同时 ε˙=0.03s-1的试样温度高于 ε˙=0.01s-1。

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图4   压缩试样的温度随应变量的变化

Fig.4   Temperature change with strain of compression samples (a) 50 V; (b) 60 V; (c) 70 V

根据试样在压缩变形过程中温度的变化,可解释0.27%置氢试样与原始试样在脉冲电流作用下压缩力学性能的变化。对于置氢为0.3%左右的Ti-6Al-4V合金,只有在高温条件下(600℃以上),才对提高其塑性成形性能有较大的作用^[11,12];当变形温度较低时,晶界处氢化脆性δ相的存在还降低材料的塑性。本文在变形初始阶段,由于变形温度较高和存在电致塑性效应,0.27%置氢试样的变形抗力低于原始试样。同时,宗影影^[13]和牛勇^[14]等对置氢量为0.3%的Ti-6Al-4V合金的高温压缩力学性能的研究结果表明,当变形温度为700~750℃时其应变量在0.1~0.2之间的最小值仍然大于250 MPa。同样是0.27%置氢的Ti-6Al-4V合金在760℃、应变速率0.01 s^-1条件下的屈服应力约为165 MPa^[15],与本文中应力值相当。但是本文试样的测试温度仅为650℃。这表明,在脉冲电流的电致塑性效应作用下0.27%置氢Ti-6Al-4V合金的变形抗力进一步降低了。然后,随着变形量的增大试样温度降低,氢致增塑效应减弱,氢脆效应增强,0.27%置氢试样的变形抗力迅速增大,接近原始试样的应力值。在变形后期,试样的温度降低至200℃左右,氢致增塑效应几乎完全消失,氢脆使0.27%置氢试样发生断裂,而未置氢的原始试样还能继续变形。

2.2 断口分析

用扫描电子显微镜对0.27%置氢试样和未置氢原始试样的压缩断口进行了观察分析,其典型的形貌特征如图5所示。未置氢原始试样的压缩断口包含部分小且浅的卵形韧窝,说明断裂过程中部分区域发生了较为明显的塑性变形,同时还存在大片平整光滑的延伸区,表现出明显的剪切变形特征。因此,未置氢原始试样室温压缩的断裂形式为整体上表现为延性沿晶脆性断裂。施加脉冲电流后,在脉冲电流的热效应和电致塑性效应作用下原始试样的变形塑性得到明显改善,断口形貌中出现大量的等轴状韧窝,且有明显的解离平面和撕裂棱,以穿晶断裂为主,表现为准解理断裂形式,说明在脉冲电流作用下Ti-6Al-4V合金压缩断裂时发生了较大的塑性变形。0.27%置氢Ti-6Al-4V合金的压缩断口形貌,如图5c和d所示。不施加脉冲电流时断口中包含有大量的解离台阶和局部剪切形貌特征,而施加脉冲电流的断口形貌出现大量小而浅的韧窝,同时也存在解离平面,但是与未置氢试样断口相比解理面比较浅。这些结果表明,脉冲电流促进了0.27%置氢Ti-6Al-4V合金压缩变形中的塑性变形,断裂形式由不施加脉冲电流的沿晶脆性断裂向准解理穿晶断裂转变。0.27%置氢后的Ti-6Al-4V合金因晶界处会沉积较多的脆性氢化物,裂纹容易在晶界处萌生和扩展,因此,置氢钛合金在低温条件下断裂形式多表现为沿晶脆性断裂。脉冲电流的热效应和电致塑性效应虽然使材料的塑性得到提高,但是材料断裂时的温度只有200℃左右(图4),氢脆作用仍占主导地位。这与图2中0.27%置氢试样应力应变曲线在变形后期应力值由于温度降低而快速升高,且延伸率降低的结果,是一致的。

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图5   不同氢含量试样的压缩断口形貌

Fig.5   Fracture morphology of (a) without H, \dot{\epsilon }=0.01 s^-1, 0 V; (b) without H, \dot{\epsilon }=0.03 s^-1, 70 V; (c) 0.27% H, \dot{\epsilon }=0.01 s^-1, 0 V; (d) 0.27% H, \dot{\epsilon }=0.03 s^-1, 70 V

3 结论

施加脉冲电流能提高未置氢和0.27%置氢Ti-6Al-4V合金的压缩变形性能,脉冲电流电压值越高、应变速率越大效果越明显。脉冲电流对0.27%置氢Ti-6Al-4V合金力学性能的影响,主要源于焦耳热效应。在变形前期试样的温度较高时脉冲电流的电致塑性作用明显,能进一步降低0.27%置氢Ti-6Al-4V合金的变形抗力;在压缩试验变形的后期试样的温度降低,氢脆的作用大于脉冲电流的电致塑性效应,0.27%置氢Ti-6Al-4V合金的应力值随着温度的降低而快速增大。

0.27%置氢和未置氢Ti-6Al-4V合金的断口形貌,均由不施加脉冲电流时的延性脆性沿晶断裂形式向施加脉冲电流后的准解理穿晶断裂形式转变,说明脉冲电流对Ti-6Al-4V合金断裂时裂纹沿晶界的萌生和扩展有抑制作用。

The authors have declared that no competing interests exist.