中高应变率条件下TC18钛合金动态力学行为的实验研究

冉春， 陈鹏万， 李玲， 张旺峰

(1.北京理工大学 爆炸科学与技术国家重点实验室， 北京 100081; 2.北京航空材料研究院， 北京 100095)

中高应变率条件下TC18钛合金动态力学行为的实验研究

冉春1， 陈鹏万1， 李玲1， 张旺峰2

(1.北京理工大学 爆炸科学与技术国家重点实验室， 北京 100081; 2.北京航空材料研究院， 北京 100095)

应变和应变率是影响材料力学行为的两个重要因素，分离式霍普金森压杆(SHPB)技术是实现不同应变和应变率加载的有效途径之一。为研究室温下TC18钛合金的塑性变形和破坏行为，采用SHPB，通过调节子弹长度和速度实现对TC18钛合金圆柱试样不同应变和应变率的加载。实验得到了TC18钛合金在不同应变率下的真应力- 真应变曲线和同一应变率不同应变下的真应力- 真应变曲线，并分别分析了应变硬化和应变率强化效应对TC18钛合金的动态力学性能的影响。实验结果表明：TC18钛合金压缩试样破坏时断口与加载方向(轴线)之间的夹角约为45°，其压缩破坏形式为典型的剪切破坏，与应变和应变率相关；应变率越高，TC18钛合金的流动应力和屈服强度越高，故该材料具有明显的应变率强化效应；绝热剪切带是裂纹形成和试样发生宏观剪切破坏的先兆。

爆炸力学； 钛合金； 动态压缩； 应变； 应变率； 霍普金森压杆

Abstract: Strain and strain rate are two important factors that affect the mechanical behavior of materials, and the split Hopkinson pressure bar (SHPB) technique is one of the effective ways to realize different strain and strain rate loading conditions. To study the plastic deformation and fracture behavior of TC18 titanium alloy under dynamic loading (ranging from 300 to 3 000 s-1), a series of dynamic compression tests on TC18 titanium alloy have been performed by means of SHPB technique at room temperature. The different strain and strain rate loading conditions are realized by changing the length and velocity of the striker. Macro true stress-true strain curves are obtained under different strain rate loading, so are the true stress-true strain curves under the same strain rate with different strain loading conditions. The effects of strain hardening and strain rate hardening on the dynamic mechanical properties of TC18 titanium alloy are discussed. Results indicate that the collapse of specimen occurs along a plane inclined at an angle of about 45° to the compression axis, namely, shear failure is the main failure mechanism for TC18 titanium alloy under compression loading at room temperature, and it is dependent on strain and strain rate; the higher the strain rate is, the larger the flow stress (or yield stress) of TC18 titanium alloy is, therefore, the material shows clearly evident strain rate hardening effect; and the analyses of microstructure and fracture morphology show that adiabatic shear bands are the precursor to the crack formation and fracture.

Key words: explosion mechanics; titanium alloy; dynamic compression; strain; strain rate; Hopkinson pressure bar

0 引言

TC18 (Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe)是一种高强度α+β双相钛合金，具有高比强度、耐热及耐腐蚀等优点，广泛应用于航空航天、船舶及兵器工业领域[1]。目前，钛及钛合金动态力学性能的研究进展成果丰富[2-10]。Chichili等[11]研究了室温下α-Ti的动态力学行为，发现位错是α-Ti在高应变率情形下发生塑性变形的主要因素。Rittel等[12-14]通过剪切压缩试样研究了Ti6Al4V在室温下的动态力学行为，认为存储的冷功以动态再结晶的方式驱动微观结构重组。徐媛等[15]研究了TC18钛合金绝热剪切带(ASB)在不同发展阶段时的精细结构以及不同原始组织形成ASB的机理，认为ASB中的细小等轴晶粒由动态再结晶形成。Zherebtsov等[16]研究表明，β相的恢复过程随着加工温度的降低而降低。Shi等[17]分析了TC18钛合金微观组织对其疲劳性能和疲劳前后显微硬度的影响，研究了不同组织条件下疲劳强度的高低与其硬度下降现象的相关性。

然而，上述研究工作[16-17]均是在低应变率(<100 s-1)下完成的。事实上，由TC18钛合金制造的飞机机身和起落架上的大型承力结构件，均不可避免地承受高应变率加载，而针对这方面的研究工作鲜有报道[18-19]。因此，深入理解TC18钛合金的动态力学行为，研究应变硬化效应和应变率强化效应，对TC18钛合金动态塑性变形的影响是非常必要的。

本文利用分离式霍普金森压杆(SHPB)对TC18钛合金圆柱试样开展动态压缩实验研究，分析了TC18钛合金在室温不同应变率下的力学性能，并分别分析了应变硬化效应、应变率强化效应对TC18钛合金动态力学行为的影响。

1 实验条件

实验采用北京航空材料研究院生产的TC18钛合金圆柱试样(φ6 mm×6 mm)，表1为TC18钛合金的化学成分[19]。

表1 T18钛合金化学成分(质量分数)

Tab.1 Chemical composition of TC18 alloy (wt%) %

图1为SHPB装置示意图。试件位于入射杆和透射杆之间，改变子弹速度可获得不同的加载应变率，改变子弹长度可获得不同脉冲长度的加载波形。本文实验中，子弹的长度分别为200 mm、300 mm和400 mm，实验测试得到室温下TC18钛合金在300～3 000 s-1应变率范围内的真应力- 真应变曲线。准静态压缩实验采用国家标准GB/T 7314—2005 室温压缩实验方法，由INSTRON 5985型材料实验机完成，其加载应变率为10-3s-1，准静态的试样尺寸为φ10 mm×25 mm. 为了降低加载平台与试件端面之间的摩擦效应，动态和静态实验均做了充分的润滑处理。

图1 SHPB压杆装置示意图Fig.1 Sketch of a split Hopkinson pressure bar set-up

用线切割机将回收的TC18钛合金变形试样沿轴向切开并进行研磨、抛光和腐蚀，最后进行显微组织观察。用HITACHI S-4800电子扫描显微镜观测，并分析动态和静态加载条件下回收试样的断面形貌。

2 实验结果及分析

2.1 实验结果

图2为TC18钛合金动态压缩实验后试样的宏观形貌。图中，1-2 150 s-1和2-2 150 s-1为同一试件在应变率为2 150 s-1加载下破坏的两个断面。由图2可以看出，TC18钛合金压缩试样破坏时断口与轴线之间的夹角约为45°，属于典型的剪切破坏。

图2 动态压缩试样宏观形貌Fig.2 Typical macro-morphology after dynamic compression

图3 真应变与之间的关系Fig.3 Relation between measured true strain and material

2.2 应变率强化效应

图4表示子弹长度为300 mm时TC18钛合金在不同应变率(480～2 300 s-1)下的典型真应力- 真应变曲线。由图4可知，准静态(0.001 s-1)时TC18钛合金的屈服强度σ0约为1 200 MPa，动态(480～2 300 s-1)屈服强度较准静态时明显增大(>1 200 MPa)。当应变率为0.001 s-1时，TC18钛合金流动应力随着应变的增加而缓慢增加至最大、然后降低；当应变率为480～2 300 s-1范围内的任一值时，TC18钛合金流动应力在塑性变形段基本保持恒定。同时可以发现，当加载应变率低于1 370 s-1时，试件未发生宏观剪切破坏，其塑性变形量随着加载应变率的提高而增加；当加载应变率高于1 370 s-1时，试件发生宏观剪切破坏，其破坏时的真应变约为0.16.

图4 室温时不同应变率下真应力- 真应变曲线(子弹长度为300 mm)Fig.4 True stress versus true strain at different strain rates and room temperatures (length of striker is 300 mm)

图5为子弹长度为300 mm时不同应变率加载条件下TC18钛合金的显微组织。由图5可知：加载应变率为1 070 s-1时，试件内由于局部的应变集中而形成ASB；当加载应变率为1 370 s-1时，试件内局部形成带尖裂纹的ASB. 这是因为随着应变率的提高，试件内的局部应变增大，从而形成裂纹。当试件的变形量进一步增加时，裂纹将沿着ASB的方向扩展，从而发生宏观剪切破坏。因此，ASB是裂纹形成和试样发生宏观剪切破坏的先兆。

图5 高应变率下TC18钛合金的显微组织Fig.5 Typical scanned electron micrograph of a shear band

图6 室温时屈服强度随应变率变化曲线Fig.6 Yield stress versus strain rate at room temperature

图7 变形相同、应变率不同时的真应力- 真应变曲线Fig.7 True stress-true strain curves at different strain rates under the same condition of deformation

通过控制脉冲长度和子弹速度，可以实现试件最终的变形量一致。TC18钛合金在应变为0.1、子弹长度分别为200 mm和300 mm时的典型压缩真应力- 真应变曲线如图7所示。从图7可以看出，当真应变低于0.09时，子弹长度为200 mm的屈服强度值和流动应力值均不同程度地高于子弹长度为300 mm所对应的值。这是因为试件中的平均应变率随着子弹长度的减小而增高。通过以上分析可以发现，在动态加载条件下，TC18钛合金具有较明显的应变率强化效应。

2.3 应变硬化效应

图8为TC18钛合金在应变率为1 100 s-1以及子弹长度分别为200 mm、300 mm和400 mm时的典型压缩真应力- 真应变曲线。由图8可知，在相同应变率加载条件下，不同子弹长度对应的真应力- 真应变曲线的流动应力发展趋势基本一致。子弹长度越长，加载脉冲的持续时间就越久，试件最终的变形(应变)也越大。这是因为加载脉冲持续时间增长，使试件有足够的时间产生更大的变形(应变)。

图8 应变率1 100 s-1时不同子弹长度加载下真应力- 真应变曲线Fig.8 True stress-true strain curves with different striker lengths at the same strain rate (1 100 s-1)

一般情况下，剪切变形局部化是塑性失稳的结果，其与材料的应变硬化、应变率强化和热软化密切相关[21]。当材料或构件发生塑性变形时(对于绝热或准绝热过程)，绝大部分塑性功(一般为90%)将转变为热能，从而提高试件的局部温度，即绝热温升ΔT. 局部温度的升高会降低材料的承载能力(热软化效应)，从而造成相应的应力降[21]。

图9为子弹长度300 mm、应变率1 100 s-1加载条件下的典型真应力- 真应变- 真应变率曲线。由图9可知：

图9 真应力- 真应变- 真应变率曲线Fig.9 Typical true stress and true strain rate as functions of true strain for TC18 titanium alloy

1) 在AB段，流动应力随着应变的增加急剧上升，由1 400 MPa增加到1 460 MPa，增加了约4%。这是因为应变硬化效应提高了材料的流动应力，在AB段应变硬化起主要作用。

2) 在BD段，流动应力基本保持恒定，约为1 460 MPa，在D点达到最大值1 476 MPa. 表明在BD段流动应力随应变的变化不明显。这是因为在进一步的塑性变形过程中，一部分塑性功转换为热能，为应变硬化效应与热软化效应相互竞争阶段。此时，应变率的相关项促进热软化的进一步发生，表现为流动应力随应变缓慢增加。

3) 在DE段，流动应力随着应变的增加缓慢下降，热软化的作用超过应变硬化的作用。此时，应变率的相关项阻止热软化的进一步发生。故在DE段的流动应力随着应变的增加而缓慢下降。

4) 在EF段，流动应力随着应变的增加迅速降低(由1 472 MPa下降到1 210 MPa，应力降为262 MPa). 这是因为塑性功转化为热能引起的应力下降超过了应变硬化引起的应力上升；同时，在该过程中温度分布不均匀形成的热应力集中进一步降低了试件的承载力。在EF段，热软化起主导作用，表现为流动应力急剧下降。

5) 在FG段，应变和应力同时下降，这是因为卸载后试件的弹性变形恢复所致。

2.4 压缩失稳

结合图2的分析可知，在单轴压缩过程中，TC18钛合金试样破坏发生在平面上的最大剪切应力方向(与压缩轴的夹角约为45°)。当应变率为700 s-1时，试件发生明显的塑性变形，试件表面出现环向应力，从而诱使试件处于拉伸加载状态。因此，在试件的整个加载过程中，压缩- 剪切区域和拉伸- 压缩- 剪切区域共存于剪切破坏平面内，如图10所示。

图10 TC18钛合金压缩失稳示意图Fig.10 Schematic diagram of TC18 deformation instability

图11为TC18钛合金圆柱试样在动态和静态破坏时的断面形貌。由图11可以看出，韧窝如“鱼鳞状”或“抛物线型”[22]。准静态时，韧窝的平均直径约为7.5 μm；动态加载时，韧窝的平均直径约为5.0 μm. 因此，准静态加载时，断面上韧窝的平均直径大于动态加载时的韧窝尺寸，且断面表面(韧窝壁上表面)至韧窝底部的距离(韧窝深度)比动态加载时要深。这是因为在动态加载条件下，TC18钛合金的流动应力由于应变率强化效应而提升，从而降低了其塑性。总之，环境温度为室温时，TC18钛合金在高应变率下也具有一定的塑性，且TC18钛合金在动态压缩加载条件下的破坏机理为剪切破坏。

图11 典型断面形貌图Fig.11 Typical fractography of TC18 alloy

3 结论

本文利用SHPB对TC18钛合金的动态力学性能进行了研究，实验得到了TC18钛合金的真应力- 真应变曲线，并分别针对应变硬化和应变硬化效应对TC18钛合金动态力学性能的影响进行了分析，结果表明：TC18钛合金压缩试样破坏时断口与加载方向(轴线)之间的夹角约为45°，压缩- 剪切区域和拉伸- 压缩- 剪切区域共存于剪切破坏平面内，其压缩破坏形式为典型的剪切破坏，与应变和应变率相关；室温条件下，TC18钛合金具有明显的应变率强化效应；微观组织和断面分析表明，ASB是裂纹形成和试样发生宏观剪切破坏的先兆。

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ExperimentalResearchonDynamicMechanicalBehaviorofTC18TitaniumAlloyunderMediumandHighStrainRates

RAN Chun1， CHEN Peng-wan1, LI Ling1, ZHANG Wang-feng2

(1.State Key Laboratory of Explosion Science and Technology, Beijing Institute of Technology, Beijing 100081, China;2.Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China)

TG146.23； O347.3

A

1000-1093(2017)09-1723-06

10.3969/j.issn.1000-1093.2017.09.008

2016-10-26

国家自然科学基金项目(11472054)；北京理工大学爆炸科学与技术国家重点实验室开放课题项目(KFJJ16-02M)

冉春(1987—), 男, 博士研究生。E-mail: rangle123@163.com

陈鹏万(1971—)，男，教授，博士生导师。E-mail：pwchen@bit.edu.cn