发布日期：2026-3-30 17:15:42
TC11钛合金是一种优异的α-β型双相钛合金，具有较高的室温强度，同时在500℃以下具有优异的热强性，因此被广泛应用于航空航天领域[1] ，尤 其作为航空发动机关键部件材料使用[2] ，而航空结构材料不仅要求高强度以承受更大的载荷，并且要 求有良好的韧性以避免灾难性的失效[3-4] 。近几十年来，随着航空工业的高速发展，高冲击韧性已成为对新型钛合金的预期需求[5] ，冲击韧性是衡量材料在 高应变率事件中吸收能量、防止灾难性断裂的重要 指标。通常使用夏比冲击试验[6] 测量试样冲击断裂 所需的能量，以此来反映材料的冲击韧性。
金属材料力学性能通常与其微观组织状态密切 相关，因此，为提高钛合金的冲击韧性，学者们在定制微观结构这一方面做了很多努力。Stolyarov等[7] 观察 到，在-196℃时，严重塑性变形产生的纳米结构Ti具 有与粗晶材料不匹配的冲击韧性，在低温条件下，纳 米结构Ti的强度和延展性由于明显的加工硬化而显 著增加。Tian等[8] 研究了低成本近αTi-4Al-1.5Mn合 金的缺口冲击韧性。通过研究冲击韧性与微观组织之 间的关系发现，具有更多界面的双峰微观结构的 Ti-4Al-1.5Mn试样表现出更高的冲击韧性。Buirette 等[9] 研究并比较了微观结构和晶体织构对Ti-6Al-4V 合金冲击性能的影响，他们发现α层状结构具有更高 的断裂能，讨论了其对裂纹扩展速率的影响。
相关研究均表明，改善钛合金材料界面微结构， 是提高冲击韧性的有效方式之一。近年来，电磁冲击 处理技术作为一种新型处理工艺被提出，能够有效 改善材料组织性能。Wu等[10] 发现短时间的电磁冲 击处理可以促进钛基复合材料（TMC）中β相转变， 细化基体中的α相，提高了TMC的屈服强度和硬 度。Liu等[11] 研究了TC11钛合金在电冲击处理下 α/β界面局部应变的演化规律，发现位错湮灭和界 面附近晶格畸变是弱化α向β相变过程中应变集 中的主要原因。Sun等[12] 提出了一种简化的二阶谐 振体系，认为电磁冲击处理可选择性作用于结构缺 陷，尤其是界面等二维结构缺陷；李云峰等[13] 发现通 过向固态合金中引入适当的电磁冲击能量，针对性地 改善了界面状态，实现了界面起皱甚至桥接，从而优 化合金性能。本研究在此基础之上，重点研究低能电 磁冲击处理对TC11钛合金冲击韧性和抗裂纹萌生 与扩展行为的影响，为采用低能电磁冲击处理提升钛 合金及其构件服役性能研究奠定理论基础。
1、实验材料与方法
1.1实验材料
本文所用实验材料为TC11钛合金,其化学成分为Ti-6.5Al-1.5Zr-3.5Mo-0.3Si(wt%)。将接收到的Φ25mm棒材经去应力退火、双重退火处理后，采用线切割制备尺寸为5mmx10mmx55mm的试样,用砂纸去除氧化层,保证与电极接触良好,然后进行电磁冲击处理。
1.2电磁冲击处理
采用实验室自制的脉冲电流发生装置进行电磁冲击处理,共设计4组试样(0#、1#、2#、3#),0#为未处理试样,其余3组(1#、2#、3#)进行电磁冲击处理,处理时间均为0.06s,峰值电流密度频率为50Hz,峰值电流密度分别为108.6、120.6、132.6A/mm2。为了监测电磁冲击处理期间试样表面温度变化，使用Fotric-226红外热像仪对试样表面温度进行实时监控，电磁冲击处理期间试样表面最高温度如图1所示。随着峰值电流密度逐步升高,试样表面最大温升也逐渐升高,试样最高温度总体小于160℃，室温为23℃左右。
1.3夏比冲击实验
制备标准U型缺口,在室温条件下对电磁冲击处理前后试样进行示波夏比冲击实验，获得载荷-位移曲线。
1.4微观表征测试
使用电压为20kV的JSM-IT800(HL)型场发射电子扫描显微镜观察夏比冲击试样断口与电磁处理后金相组织，试样采用砂纸进行打磨后抛光，使用Kroll试剂(1.5%HF+4%HNO3+94.5%H2O)进行腐蚀。对于TEM试样，机械抛光至100μm后进行离子减薄，采用加速电压为200kV的透射电镜(FEI TalosF200X)TEM观察。
2、实验结果
2.1冲击韧性
图2(a)为示波冲击实验过程中不同试样的载荷-位移关系曲线。夏比冲击实验过程中，在变形初始阶段，试样载荷均随位移的增大而逐渐缓慢增大，经过第一个转折点后，载荷随位移增大的速率显著提高,并快速到达一个峰值点,经过峰值点后,载荷-位移曲线以相似的斜率迅速下降。相比于未处理试样(0#),电磁冲击处理后试样(1#、2#、3#)峰值载荷均增大，总冲击吸收功整体也都有所提高。这表明，电磁冲击处理后的试样抗冲击性能均得到提升。同时，1#试样的位移相比于处理前减少了，这表明该试样的塑性可能降低了，而2#和3#试样的位移相比于未处理的试样(0#)没有明显变化，这表明试样塑性可能变化不大，其中3#试样(电磁冲击处理峰值电流密度最高)在塑性变化不大的前提下，载荷峰值点达到了最高值，冲击韧性提高最明显。
冲击变形过程与一般准静态拉伸过程类似,依次经历弹性变形阶段、塑性变形阶段和裂纹失效阶段。总冲击吸收功可以分为两类:裂纹萌生功和裂纹扩展功，其中裂纹萌生功是指冲击试样在裂纹形成前的弹塑性变形过程中所消耗的能量，因此裂纹萌生过程包含了弹性变形和塑性变形阶段，同时，裂纹扩展功是指冲击试样在裂纹失效阶段所消耗的能量，因此裂纹扩展过程主要包含了裂纹失效阶段。通过分析载荷-位移曲线可分别估算裂纹的起裂功和扩展功。曲线积分与分析过程如图2(b)所示。
冲击变形的三个阶段分别吸收的能量占比如图3所示。结果表明，裂纹萌生功占整个冲击变形过程的主体部分，而裂纹扩展功的大小关系到材料的损伤容限能力，提高裂纹扩展功对于材料的冲击韧性提高也至关重要，是材料增韧的重要手段之一。同时，经过电磁冲击处理之后，随着峰值电流密度的提高，总冲击吸收功逐渐提高，其中3#试样的冲击吸收功最高(26.8J),与0号试样冲击功(19.5J)相比，提高了37.4%。然而,3#试样的裂纹扩展功相比0#试样大幅下降，同时在弹性变形阶段吸收的能量也略有降低，其冲击韧性的提高主要归因于裂纹萌生功的大幅提升;虽然2#试样冲击功略低于3#试样，但其冲击变形的三个阶段吸收能量相比处理前均有所提升;1#试样的增韧效果最不明显,主要体现在冲击变形的第一阶段(弹性变形阶段),吸收功降低了66%，虽然其他阶段吸收功的提升弥补了这一点,但总体增韧效果最差。综上,随着电磁冲击处理峰值电流密度的提高，抗裂纹萌生能力表现出逐渐升高的趋势，而抗裂纹扩展能力表现出先升高后降低的趋势，如图3(b)所示。
2.2断口形貌
(未处理试样),其纤维区能观察到明显的准解理面,表面不平整,准解理面上分布细浅的韧窝,剪切唇区也能观察到准解理断裂的不规则表面;经电磁处理之后,1#试样纤维区也分布着明显的准解理面,且存在较大面积的孔隙，孔隙旁分布着没有韧窝的不规则平整表面，这表明其试样冲击断裂过程中发生明显的沿晶断裂，而在剪切唇区能看到分布密集的云朵形状表面,这可能是发生沿晶断裂的等轴 α相晶界,这与图3中1#试样裂纹萌生功最低这一结果相吻合;2#试样的纤维区表面呈现较不明显的不规则多边形状突起，有较小的孔洞和较大的裂纹，这些缺陷周围密布细小的韧窝，表现出了较好的损伤容限能力;整体来看,3#试样的纤维区宽度相对最窄,剪切唇区高耸，上下对称宽而厚，表现出较好的塑性，纤维区的扫描形貌中，仅能观察到较细小的孔洞，韧窝分布均匀密集，韧窝细而深，剪切唇区局部的准解理面也相对较小,这与图3中3#试样冲击吸收功最高这一结果相吻合。
2.3相组织
图6为TC11合金试样的SEM形貌图。从图中可以看出,TC11合金的微观结构是由αp和 β t 组成的两相结构。结果表明，经过电磁冲击处理之后，试样内αp晶粒尺寸发生了变化,一些相邻的等轴 α晶粒似乎连接在了一起，平均晶粒直径有所增加。为了更直观地考察试样相组成与分布发生的变化，采用imageproplus软件对不同试样的相组成与晶粒粒径进行统计分析，结果如表1所示。根据分析结果可知,与未处理试样相比,电磁冲击处理后试样αp相面积分数略微有所波动,但αp相晶粒平均直径相比于未处理的0#试样有明显增加，且随着电磁冲击处理峰值电流密度的增加而增加,即处理后的试样αp晶粒发生了较为明显的晶粒粗化。
表1电磁冲击处理前后试样相组成与晶粒粒径统计结果
Table1 Statistical results of phase composition and grain size of samples before and after electromagnetic shock treatment
| 试样 | αp相面积分数(%) | αp相晶粒平均直径 /μm |
| 0 | 67.8 | 8.87 |
| 1 | 68.1 | 9.17 |
| 2# | 66.4 | 11.23 |
| 3# | 65.9 | 12.57 |
2.4TEM分析
进一步，取0#试样和3#试样进行TEM观察，结果如图7所示。经过电磁冲击处理之后，TC11钛合金的界面处发生了明显的变化，未处理的0#试样中观察到的界面普遍清晰分明。但在电磁冲击处理后的3试样中频繁观察到界面在宽度上明显有所增加，从形态上看，其在纳米尺度上出现了条纹状界面。
3、分析与讨论
图2~5实验结果表明，电磁冲击处理能显著提高TC11钛合金的冲击韧性(最高提升了37.4%),但随着峰值电流密度逐渐提高，对裂纹萌生及扩展过程具有不同的影响，对冲击韧性的提升幅度也不同。
对于TC11钛合金来说，其宏观性能通常是微观结构对力学响应的反映。由图6可知,引入电磁能量之后，部分αp晶粒之间相互连接在了一起，发生了比较明显的晶粒粗化,同时,图7表明电磁冲击处理后TC11钛合金形成了典型的条纹界面，原因可能是,在适当热激活的前提下,电磁振荡引起的循环动应力 [14−15]会使界面发生“起皱或折叠”,形成这种波浪或条纹状的界面,促进界面桥接,在一定程度上会加强界面处的连通性，有利于提高固体合金的力学性能[16-17]。可以推测,随着电磁冲击峰值电流密度的增加,TC11钛合金试样(1#、2#和3#)桥接程度逐渐增强。因此，对于1#试样，由于引入的电磁能量较低,界面桥接程度较低,一般情况下裂纹在变形过程中大多从晶界处形核，这会促使裂纹向晶界处偏转，反而加速了裂纹的扩展过程，与此同时，1#试样伴随着一定程度的αp晶粒粗化,有研究证实[18]晶粒粗化会同时降低材料的强度和塑性，在变形过程中优先变形，更易产生应力集中而开裂[19]，因此在变形初始阶段，较小的外部应力便可以使晶界处的局部微观区域产生足够大的应力诱导裂纹萌生，宏观上表现为1#试样裂纹萌生功相比与未处理试样反而有所降低，在断口形貌中也观察到了围绕脆性α相的沿晶断裂，1#试样的整体塑性也因此降低。对于峰值电流密度有所增加的2#试样，电磁冲击引起的界面桥接作用增强，对2#试样冲击功的提升起主导作用，具体分析为，与0#试样相比，一方面，增强的界面桥接能够有效改善界面处局域应变集中，缓解裂纹萌生,使2#试样在冲击变形过程中的弹性阶段和塑性阶段的吸收功均得到增加，另一方面，在裂纹扩展过程中，即使界面桥接会诱导裂纹沿界面扩展，增强的界面桥接作用也会提升2#试样在断裂失效阶段的吸收功，因此2#试样的裂纹萌生功和扩展功相比于0#试样均有明显提升;然而，与其他试样相比，随着峰值电流密度的进一步提高,3#试样变形过程中塑性变形阶段吸收功最高，但裂纹扩展功明显降低，可能的原因是，在变形阶段中，较强的界面桥接效应可有效缓解裂纹萌生，大幅提升裂纹萌生功，但是晶粒粗化程度的增加则可能导致3#试样在断裂失效过程中裂纹扩展路径缩短，明显降低裂纹扩展功。因此，界面桥接和晶粒粗化的共同作用最终导致3#样中冲击断裂过程中不同阶段吸收功此消彼长的现象。以上分析表明:在较低的表面温升条件下(153.6℃),随着峰值电流密度的不断提高，电磁冲击处理引起了TC11合金不同程度的界面桥接和晶粒粗化，这二者同时对TC11钛合金裂纹生长过程产生影响，整体上能起到提高钛合金冲击韧性的作用。
4、结论
(1)在较低试样表面温升条件下(低于160℃)，随着电磁冲击峰值电流密度的增加，TC11钛合金试样裂纹萌生功逐渐增加，裂纹扩展功先增大后减小，试样总冲击功逐渐增加。
(2)与未处理试样相比，随着电磁冲击峰值电流密度的增加(108.6、120.6和132.6A/mm2),TC11钛合金试样的冲击韧性分别提升了3.5%、32.3%和37.4%。
(3)随着电磁冲击峰值电流密度的增加，低能电磁冲击处理有利于TC11钛合金条纹晶界的形成,促进界面桥接,改善界面连通性,同时引起局部区域等轴α晶粒合并，从而发生了一定程度的晶粒粗化。提高钛合金冲击韧性的主要因素是界面桥接。
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（注，原文标题：低能电磁冲击处理对TC11钛合金冲击断裂过程的影响_段亚轩）
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