TC21鈦合金是由西北有色金屬研究院自主研制的一種具有高強度、高斷裂韌性和低裂紋擴展速率等特點的損傷容限型α+β 兩相鈦合金。主要用于航空航天領域，如制造飛機的機翼接頭結構件、機身與起落架連接框等關鍵承力部件，也可用于船舶制造、能源等領域。由于鈦合金的優(yōu)異性能，近些年來同樣在兵器領域也得到廣泛應用，在服役過程中，會受到高應變率的動態(tài)載荷。

經(jīng)過大量的研究表明，材料的力學性能與其加載時應變率存在一定關系，根據(jù)應變率的大小，一般對加載狀態(tài)進行劃分：

應變率<10^-3s^-1時，屬于靜態(tài)或準靜態(tài)加載范圍，此狀態(tài)下應變率效應幾乎可以忽略不計；應變率＞10^-3s^-1時，屬于動態(tài)加載范圍，此時需要考慮材料的應變率效應。

靜態(tài)或準靜態(tài)載荷作用時，其關鍵特征是結構內部每個微單元的合力近似為零，變形均勻且緩慢，不存在明顯的能量累積與瞬時傳遞效應。而動態(tài)載荷作用下變形以高速向內部傳播，結構無法維持瞬時靜態(tài)平衡，內部微單元存在顯著的合力差，變形呈現(xiàn)“遞進式擴散”特征，應力以彈性波、塑性波等形式在材料內部傳遞[1-5]。

目前對動態(tài)加載研究較多的是動態(tài)壓縮，在應變率10² s^-1-10⁴ s^-1條件下采用最多的設備為分離式Hopkinson 壓桿裝置。變形機制不僅包含塑性流動，還可能涉及動態(tài)回復、動態(tài)再結晶等與時間相關的微觀過程，極端情況下甚至會出現(xiàn)絕熱剪切帶等瞬時失效現(xiàn)象。

動態(tài)壓縮加載下，鈦合金的屈服強度隨著應變率的升高顯著增大。魏繼鋒等人[6]采用Q355ND 鋼在應變率為0.001-4100 s^-1的范圍內對進行室溫準靜態(tài)和動態(tài)拉伸實驗，同樣發(fā)現(xiàn)隨著應變速率的增加，Q355ND 鋼的屈服強度顯著提高。

除此之外，F(xiàn)e-26Mn-10.2Al-0.98C-0.15V 鋼韌窩會隨著應變率的增加而變淺變小，合金的斷裂機制也逐漸向脆性斷裂轉變[7]。以上情況在鈦合金中同樣存在，鈦合金TC21鈦合金的動態(tài)拉伸力學行為具備應變率-溫度敏感特性，其初始屈服應力隨應變率增加而增大，隨溫度升高而減小，通過引入2個敏感度系數(shù)修正TC21鈦合金率-熱相關性的本構行為[8]。高溫試驗條件下，TC21鈦合金的拉伸力學行為存在顯著的溫度和應變速率相關性，并且在拉伸變形過程中未出現(xiàn)絕熱剪切帶和形變孿晶[9]。進行SHPB（霍普金森壓桿）加載和SHTB（霍普金森拉桿）加載均會使Ti-5553 合金發(fā)生應力誘發(fā)馬氏體相變；Ti-5553 合金在SHPB 加載發(fā)生應力誘發(fā)馬氏體相變之后再進行SHTB 加載時，發(fā)生應力誘發(fā)馬氏體相變的能力受到抑制[10]。

鋼、鋁合金等發(fā)展較早，動靜態(tài)性能均有大量的研究，而針對鈦合金在準靜態(tài)和動態(tài)拉伸的演變缺少基礎的規(guī)律特征對比。本文主要采用不同應變速率下拉伸試驗研究TC21鈦合金斷裂行為。

1、試驗

試驗用規(guī)格為Φ410mm 的TC21合金為棒材，經(jīng)熱處理后組織為雙態(tài)組織，等軸初生α 相(αp)+轉變β 區(qū)組成，其中轉變β 區(qū)包括殘余β 相及片層狀次生α 相(αs)構成。室溫靜態(tài)拉伸試驗在Instron 5982 型電子萬能試驗機上進行，試驗的應變速率分別為0.1，0.01，0.001 s^-1。室溫動態(tài)拉伸試驗在分離式Hopkinson拉桿系統(tǒng)上進行，試驗的應變速率分別為1 000，2 000，3 000 s^-1。圖1 為TC21 合金—雙態(tài)組織。

圖2 為動態(tài)拉伸試驗件尺寸。試驗用試樣臺階試樣，保證在高應變率加載條件下結果有效。

Hopkinson 拉桿系統(tǒng)用于材料動力拉伸力學性能的測試。其裝置與壓桿類似，也包括氣室，子彈，入射桿，透射桿及能量吸收裝置，示意圖如圖1~3 所示。與壓桿裝置不同之處在于，拉桿裝置的子彈為一個套管，入射桿遠離試樣一端設計為帶凸臺的結構，子彈在氣室壓力作用下以一定速度撞擊入射桿凸臺，從而在入射桿中產(chǎn)生一列拉伸應力波向試樣傳播，并對試樣施加動態(tài)拉伸載荷。

試驗前，并將準備好的試樣安裝在Hopkinson 拉桿裝置上，通過調節(jié)子彈長度和氣壓大小來實現(xiàn)不同應變率的加載。

2、結果與分析

假設動態(tài)性能遵循一維彈性波傳播理論，位移和應變之間關系式：

式中：u 為變形量；x 為原始長度；C0為波速；t 為時間。

在試驗與壓桿接觸的2 個端面A、B 上應用上式，考慮應力波的疊加有：

式中：εI為入射波應變；εR為反射波應變；εT為透射波應變。所以試樣的應變可以得到：

在忽略試樣內部的波的傳播效應的假設下，通過短試樣的應力是常量，則：

帶入到(7)式可以得到應變：

應變率和應力由下式得出：

式中：E 為桿子的彈性模量；SI為試樣長度；A為輸入桿截面積；As為試樣截面積。

動態(tài)拉伸試驗按照以上對試驗結果進行處理，靜態(tài)拉伸試驗結果由軟件自動報出。表1 為不同應變率下試驗結果。

表1 不同應變率下試驗結果

Table 1 Test Results at Different strain rates

圖4 為靜態(tài)拉伸試驗結果。在靜態(tài)加載條件下，隨著應變率的提升，材料的抗拉強度及屈服強度呈增長趨勢，抗拉強度由1049MPa 提高到1087MPa，提升約40MPa，屈服強度由842 MPa 提高到906 MPa，提升約60MPa，但相應的延伸率基本無明顯變化。通過試驗曲線可以看出，整體塑性較高，有明顯的均勻塑性變形階段。

圖5 為動態(tài)拉伸試驗結果。在動態(tài)加載條件下，同樣抗拉強度與應變率成正相關性。3000 應變率下強度達到1671MPa，相比于靜態(tài)強度，提高約600MPa。但延伸率均在0.2%以下，基本不存在均勻塑性變形，快速擴展斷裂。

圖6 為不同應變速率下斷裂宏觀形貌。隨著應變速率的增加，靜態(tài)拉伸斷口整體包含纖維區(qū)、放射區(qū)和剪切唇區(qū)。在應變率為0.001s-1和0.01s-1時纖維區(qū)占比較大，超過50%，其次為剪切唇區(qū)，放射區(qū)面積較小。在應變率0.1s-1時纖維區(qū)占比降低，纖維區(qū)面積增加。

圖7 為不同應變速率下斷裂微觀特征(1000 倍)。而動態(tài)拉伸斷口以放射區(qū)為主，纖維區(qū)以及剪切唇區(qū)占比較少，斷面由整體平坦(1000 s-1)逐漸向多條擴展棱過渡。由靜態(tài)到動態(tài)斷裂特征的變化可以看出，隨著應變速率的增加，鈦合金表現(xiàn)出從韌性斷裂相脆性斷裂的趨勢。

為不同應變速率下斷口組織特征。在高倍組織特征中，以韌窩斷裂為主，斷裂特征仍屬于韌性斷裂特征，隨著應變速率的增加，斷裂韌窩尺寸增大；

動態(tài)拉伸相比于靜態(tài)，斷裂韌窩尺寸更大，且韌窩均較淺。

靜態(tài)拉伸斷口附近裂紋擴展路徑曲折，存在較多與正應力加載垂直的平面，由于初生α 相和β 相區(qū)硬度不同，在斷裂過程中優(yōu)先在等軸初生α 相和轉變β區(qū)界面處形成微孔，隨后長大聯(lián)通，形成微裂紋。而動態(tài)拉伸斷口與加載方向呈45°，除了在初生α 相和轉變β 區(qū)界面處形成微孔外，還在等軸初生α 相內部形成微孔，縮短了不同微孔之間的距離，在加載過程易微孔聚集，生成微裂紋。

3、變形與強化機制

靜態(tài)拉伸由于變形速率較慢，加載過程中使變形能夠充分擴散，變形機制以位錯緩慢運動+雙相協(xié)調形變?yōu)橹鳌Ｓ捎谵D變β 區(qū)包括殘余β 相及片層狀次生α 相(αs)，片層狀α/β 組織因界面約束，初始變形阻力更高，大部分形變均由α承擔，α 相的滑移系更易激活，因此位錯在α 相內以滑移為主。當運動至α/β 相界面時，通過剪切傳遞方式穿過界面，在β 基體中激活新的滑移系，其中α 片層不易斷裂，通過彎曲、滑移可以進一步協(xié)調變形[11-14]。

而高應變加載時，雙態(tài)組織的變形機制呈現(xiàn)“位錯塞積+織構增強”的耦合特征。高應變率下，位錯滑移速率顯著提升，且沿拉伸方向定向運動，首先在等軸α 晶粒內部，由于滑移系啟動受限，位錯在晶內滑移帶末端或亞晶界處大量堆積。

在α/β 相界面，α（hcp）與 β（bcc）晶體結構差異大，作為主要的位錯障礙，位錯從 α 滑移至 β 需跨越界面，在界面處形成位錯塞積群，局部應變硬化率顯著提升。同時塞積群產(chǎn)生長程內應力，顯著提升臨界分解切應力。宏觀表現(xiàn)為材料強度提升。

另外織構起到了重要作用。動態(tài)拉伸中快速形成B/T 型織構[15]，α 相沿受力方向定向排列成“鏈狀”結構。α 相由初始球狀拉長，平行于加載方向與β 基體形成鏈狀結構（圖8），變形傳遞過程中，可以將載荷高效傳遞至β 基體；有研究表明織構強化使α 相的應力承載占比從準靜態(tài)的40%提升至60%[16-21]，成為動態(tài)拉伸的核心強化路徑。因此，同種材料在高應變率條件下，強度會有顯著提升。實際本研究中TC21鈦合金動態(tài)強度與靜態(tài)相比，強度平均提升約53.4%。

相關的研究中也發(fā)現(xiàn)，除了以上應變強化效應外，并且鈦合金本身導熱性能較差，在快速加載過程中，由于在高應變率變形時載荷作用的時間極短，導致試樣內由塑性變形功所轉化的熱能無法在極短的時間內消散，造成材料局部溫升[16]，嚴重的會導致材料發(fā)生回復或再結晶，使得金屬得到一定程度的軟化，從而材料抵抗變形的能力降低。在高應變率條件下，材料的應變強化和熱軟化作用始終存在于整個塑性變形過程。

由于位錯塞積及織構的聯(lián)合作用，材料在變形過程中集中在局部區(qū)域，變形無法充分擴散，無法達到靜態(tài)緩慢加載時位錯緩慢運動+雙相協(xié)調形變的變形傳遞方式，缺少相應的均勻形變過程，在達到最大力之后，只發(fā)生局部塑性變形，導致延伸率較低。

高應變率下斷裂特征其實是應變強化與熱軟化效應的耦合作用下表現(xiàn)出的行為。在不同條件下，兩種效應對最終特性貢獻不同。有研究表明Ti-6Al-4V 在 7000 s?1應變率下的絕熱溫升可達 350℃，對相界面結合力才起到軟化作用[22]。

TC21 合金在試驗3000s?1應變率未見局部組織發(fā)生回復或再結晶，因此，在本文實驗條件下，高應變率下強度的明顯提升主要是應變強化起到主要作用。宏觀性能表現(xiàn)為強度高塑性差。

4、結論

通過對不同應變率下拉伸試驗結果的對比，以及對試驗后斷裂行為的特征分析，主要有以下結論：

1）TC21 雙態(tài)鈦合金隨著加載應變率的增加，靜態(tài)拉伸強度升高約40MPa，塑性無明顯變化。動態(tài)拉伸強度相比靜態(tài)提高約600MPa,但塑性急劇下降。

2）隨著加載速率的增加，韌性斷裂特征逐漸向脆性特征轉變，韌窩尺寸增加但較淺。動態(tài)拉伸斷口除了在初生α 相和轉變β 區(qū)界面處形成微孔外，還在等軸初生α 相內部形成微孔。

3）與靜態(tài)加載強化機制不同，動態(tài)加載的強化效應是應變強化和熱軟化作用共同作用的結果，3000s?1應變率條件下，TC21 主要強化機制主要為應變強化。

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（注，原文標題：不同應變速率下TC21鈦合金拉伸斷裂行為研究_李瑤）