引言
具有典型（α+β）相的鈦合金表現(xiàn)出高比強(qiáng)度和良好的耐腐蝕性能，廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域中的壓氣機(jī)盤、葉片、鼓等結(jié)構(gòu)件[1-3]。隨著工業(yè)化程度的提高，工程結(jié)構(gòu)件的服役可靠性要求越來越高，這就要求材料性能需進(jìn)一步優(yōu)化。其中，沖擊韌性作為衡量材料抗裂紋擴(kuò)展能力的關(guān)鍵指標(biāo)，直接影響結(jié)構(gòu)件的安全設(shè)計(jì)，成為當(dāng)前研究的重點(diǎn)方向。鈦合金的沖擊韌性與界面微觀結(jié)構(gòu)密切相關(guān)，如微裂紋易在初生α晶界處形核，裂紋擴(kuò)展時(shí)在相界和晶界處偏轉(zhuǎn)可以提高裂紋擴(kuò)展能量[4-5]。這些發(fā)現(xiàn)揭示了界面工程對(duì)鈦合金性能優(yōu)化的巨大潛力。
電磁沖擊處理是利用電磁脈沖能量，如電脈沖、磁脈沖（脈沖磁場）或激光脈沖來改變固體合金組織和性能的一種加工方法，已得到廣泛研究[6-7]。作者在前期的研究工作中發(fā)現(xiàn)，低能電磁沖擊處理引發(fā)的電磁非熱效應(yīng)可以與一定的焦耳熱效應(yīng)發(fā)生耦合作用[8]，可以在合金表面溫度遠(yuǎn)低于其熔點(diǎn)的情況下選擇性地促進(jìn)界面微結(jié)構(gòu)演變[9-11]，從而影響合金沖擊韌性。鍛態(tài)網(wǎng)籃組織TC11鈦合金具有相對(duì)不穩(wěn)定的高能相界，推測在進(jìn)行低能電磁沖擊處理時(shí)，這些高能相界容易被電磁沖擊能量激發(fā)并發(fā)生演變，但是目前未見這方面的研究報(bào)道。作者采用低能電磁沖擊技術(shù)對(duì)鍛態(tài)網(wǎng)籃組織TC11鈦合金進(jìn)行處理，研究了在合金表面溫度不超過200℃條件下合金界面微觀結(jié)構(gòu)以及沖擊韌性的演變。
1、試樣制備與試驗(yàn)方法
試驗(yàn)材料為西北有色金屬研究院提供的Ti6.5Al-1.5Zr-3.5Mo-0.3Si（TC11）棒狀鈦合金，實(shí)測化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/％）為6.1Al，1.4Zr，3.0Mo，0.3Si，余Ti，熱處理狀態(tài)為鍛態(tài)。通過線切割方法將棒狀鈦合金加工成尺寸為5mm×10mm×55mm的標(biāo)準(zhǔn)沖擊試樣，對(duì)試樣端面進(jìn)行打磨后，采用自制的電磁沖擊處理設(shè)備進(jìn)行低能電磁沖擊處理。低能電磁沖擊處理的占空比為9.09，頻率為50Hz，峰值電流密度為57.9A·mm?2，沖擊時(shí)間分別為0.44，0.88，1.32，1.76s。對(duì)比試樣為未經(jīng)過低能電磁沖擊處理的合金（沖擊時(shí)間為0）。在試驗(yàn)過程中采用Fotric-226型紅外熱像儀實(shí)時(shí)測定試樣表面溫度，整個(gè)沖擊過程中試樣表面最高溫度均低于200℃。
在處理后的試驗(yàn)合金中部截取金相試樣，經(jīng)過打磨、拋光，用體積比1.5∶4∶100的HF+HNO3+H2O溶液腐蝕后，采用光學(xué)顯微鏡（OM）觀察截面顯微組織。使用Image-pro6.0軟件對(duì)相組織占比進(jìn)行統(tǒng)計(jì)。在處理后的試驗(yàn)合金中部截取試樣，經(jīng)機(jī)械研磨至厚度為100μm后進(jìn)行離子減薄，采用TaolF200S型透射電鏡（TEM）觀察微觀結(jié)構(gòu)，采用掃描電鏡附帶的能譜儀（EDS）進(jìn)行元素面掃描。按照GB/T229—2020《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》，采用夏比沖擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行無缺口夏比沖擊試驗(yàn)，試驗(yàn)溫度為室溫，進(jìn)行3次平行試驗(yàn)，取平均值。采用JSM-IT800型掃描電鏡（SEM）觀察沖擊斷口形貌。
2、試驗(yàn)結(jié)果與討論
2.1微觀結(jié)構(gòu)
由圖1可以看出：未進(jìn)行低能電磁沖擊處理的試驗(yàn)合金為典型的雙相（α+β）合金，組織呈網(wǎng)籃狀，由白色層狀α相和黑色β相構(gòu)成，原始β晶界碎化；經(jīng)低能電磁沖擊處理后，網(wǎng)籃狀初始組織結(jié)構(gòu)未發(fā)生明顯變化。相比于未進(jìn)行低能電磁沖擊處理的合金，經(jīng)0.44s低能電磁沖擊后試驗(yàn)合金中α片層組織致密程度降低，局部區(qū)域球化而形成鏈狀等軸組織，推測其為原始β晶界區(qū)域[12]；0.88，1.32s低能電磁沖擊后試驗(yàn)合金的α片層組織致密程度提高，β相面積占比增大；1.76s沖擊時(shí)間下α層狀組織的致密程度最高，與1.32s沖擊時(shí)間下相比β相未見明顯增多。當(dāng)沖擊時(shí)間為0，0.44，0.88，1.32，1.76s時(shí)，試驗(yàn)合金中α相占比分別約為73.1％，70.9％，69.3％，69.4％，73.9％，可知隨著低能電磁沖擊時(shí)間的延長，α相占比先減小后增大，相應(yīng)地β相占比先增大后減小。
由圖2可以看出：未進(jìn)行低能電磁沖擊合金的α/β相界面呈明顯的規(guī)則線形，鉬元素分布界面平直；低能電磁沖擊0.44s后α/β相界面區(qū)域存在一定寬度的中間相層，部分（區(qū)域1）為β相層，部分（區(qū)域2）為α″相層，鉬元素分布界面波折。可知，低能電磁沖擊促使合金元素發(fā)生跨界面遷移，相界面處發(fā)生相變，從而形成中間相層。
2.2沖擊韌性
由圖3可以看出：隨著低能電磁沖擊時(shí)間的延長，試驗(yàn)合金的沖擊吸收能量先增大后減小；當(dāng)?shù)湍茈姶艣_擊時(shí)間為0.44s時(shí)，沖擊吸收能量最大，與未沖擊合金相比提高約14.1％；當(dāng)?shù)湍茈姶艣_擊時(shí)間長于0.88s時(shí)，沖擊吸收能量低于未沖擊合金。試驗(yàn)合金組織中的α相為密排六方結(jié)構(gòu)，變形兼容性較差，有利于強(qiáng)度的提高[13]，而β相為體心立方結(jié)構(gòu)，變形兼容性較好，對(duì)于塑性、韌性的提高更有利，能夠緩解裂紋萌生和抑制裂紋擴(kuò)展[14]。隨著低能電磁沖擊過程的進(jìn)行，試驗(yàn)合金中的β相占比先增大后減小，因此沖擊吸收能量先增大后減小。低能電磁沖擊0.44s后，α/β相界面處發(fā)生一定程度的相變，導(dǎo)致整體β相含量略微升高，從而有利于強(qiáng)度與塑性的提高[13-18]。同時(shí)，低能電磁沖擊0.44s后，試驗(yàn)合金α/β相界面處出現(xiàn)的鏈狀等軸組織有利于合金沖擊韌性的提升[16-17]。因此，0.44s低能電磁沖擊試驗(yàn)合金的沖擊韌性最好。
2.3沖擊斷口形貌
由圖4可以看出：低能電磁沖擊前后試驗(yàn)合金的沖擊斷口均由韌窩和解理面構(gòu)成；與未沖擊試驗(yàn)合金相比，低能電磁沖擊試驗(yàn)合金的韌窩更淺更密，解理面面積占比更小，說明合金的韌性更好。綜上，合適的低能電磁沖擊處理（沖擊時(shí)間0.44s）可使TC11鈦合金β相含量有一定程度的增加，α/β相界面處產(chǎn)生中間相層以及局部球化，這種組織緩解沖擊裂紋萌生及抵抗裂紋擴(kuò)展的能力更強(qiáng)，因此沖擊斷口的解理面區(qū)域更少，韌窩分布更密集，沖擊韌性更好。
3、結(jié)論
（1）低能電磁沖擊（沖擊過程中合金表面最高溫度低于200℃）促使TC11鈦合金發(fā)生一定程度的相變，在低能電磁沖擊過程中，β相占比先增大后減小，α相致密程度先降低后升高。
（2）隨著低能電磁沖擊時(shí)間的延長，試驗(yàn)合金的沖擊吸收能量先增大后減小，當(dāng)沖擊時(shí)間超過0.88s后，沖擊吸收能量低于未沖擊試驗(yàn)合金。當(dāng)?shù)湍茈姶艣_擊時(shí)間為0.44s時(shí)，沖擊吸收能量最大，為170.5J，相比于未沖擊試驗(yàn)合金提升約14.1％；沖擊韌性的提高與β相含量的增加、α/β相界面處產(chǎn)生的中間相層和局部球化有關(guān)。
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（注，原文標(biāo)題：低能電磁沖擊對(duì)TC11鈦合金顯微組織和沖擊韌性的影響）
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