1 試驗(yàn)材料與方法

     試驗(yàn)材料為Ti80合金板材，其組織主要為等軸α和板條α的雙態(tài)組織(見圖1)。為了研究不同表面質(zhì)量和缺口尺寸對Ti80合金動態(tài)和靜態(tài)力學(xué)性能的影響，對Ti80合金試樣進(jìn)行靜態(tài)拉伸試驗(yàn)、動態(tài)沖擊試驗(yàn)和疲勞試驗(yàn)，設(shè)計(jì)了6種試樣形式，分別為：1號表面拋光試樣；2號原始表面試樣；3，4，5號缺口試樣，缺口尺寸如表1所示；6號預(yù)制2mm裂紋試樣。2號試樣表面經(jīng)過百葉輪打磨，取樣保留了原始表面狀態(tài)，其宏觀形貌如圖2所示。拉伸及疲勞試樣尺寸如圖3所示，沖擊試樣尺寸及缺口尺寸如圖4，5所示。

     使用電子材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，試驗(yàn)前在試樣的表面噴涂隨機(jī)分布的散斑標(biāo)點(diǎn)，通過視頻引伸計(jì)對試樣表面應(yīng)變進(jìn)行實(shí)時(shí)測量，試驗(yàn)速率為2mm/min。使用擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行沖擊試驗(yàn)，試驗(yàn)過程可以采集力與位移信息，試樣斷裂后，利用雙束掃描電子顯微鏡(SEM)觀察試樣斷口形貌。使用電液伺服疲勞試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行疲勞試驗(yàn)，試驗(yàn)過程中使用載荷控制的模式進(jìn)行加載，應(yīng)力比為0.1，最大疲勞應(yīng)力為680MPa，加載頻率為6Hz。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

      6種類型試樣的拉伸試驗(yàn)結(jié)果如表2所示，應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖6所示。

     由表2和圖6可知：1~6號試樣的應(yīng)力-應(yīng)變曲線在彈性段范圍內(nèi)差異較小；缺口試樣應(yīng)力-應(yīng)變曲線的斜率略有增大；1，2，3號試樣的抗拉強(qiáng)度比較接近，斷后伸長率依次減小；4，5號缺口試樣的抗拉強(qiáng)度明顯增大，表現(xiàn)出缺口強(qiáng)化效應(yīng)，但是斷后伸長率顯著減小，約為光滑試樣的20%；6號預(yù)制裂紋試樣的抗拉強(qiáng)度最低，且斷后伸長率也較低。

     2號原始表面試樣的抗拉強(qiáng)度升高是由表面硬化層導(dǎo)致，斷后伸長率降低的原因是表面硬化層與劃痕兩種效果疊加使材料塑性減小。3號試樣微小缺口產(chǎn)生的應(yīng)力集中較小，對抗拉強(qiáng)度的影響并不明顯，而該微小缺口可視為表面缺陷，影響其拉伸塑性變形能力，導(dǎo)致斷后伸長率明顯減小。4，5號試樣缺口改變了缺口尖端的應(yīng)力分布，呈現(xiàn)三軸應(yīng)力狀態(tài)，缺口試樣的等效應(yīng)力要小于光滑試樣的等效應(yīng)力，材料需承受更大的載荷才能斷裂，因此展現(xiàn)出了更高的強(qiáng)度，又因?yàn)榻孛娣e變小會導(dǎo)致塑性變形集中，對于深缺口來說,其塑性變形能力顯著降低。6號試樣受裂紋尖端的束縛作用，塑性區(qū)域非常小，在試驗(yàn)過程中，試樣提前斷裂導(dǎo)致其抗拉強(qiáng)度及斷后伸長率均顯著減小。

     利用DIC觀察整個拉伸試驗(yàn)過程中試樣的全場應(yīng)變情況，圖7為1~6號試樣斷裂前的應(yīng)變云圖。由圖7可知：1~3號試樣的應(yīng)變分布比較均勻，4~6號試樣的應(yīng)變則集中在缺口尖端位置，隨著表面質(zhì)量的下降及缺口深度的增大，試樣破壞前的最大應(yīng)變逐漸減小。鈦合金具有良好的塑性變形能力，缺口試樣能夠通過塑性變形減小其缺口尖端應(yīng)力集中的影響，抗拉強(qiáng)度則因?yàn)槭`導(dǎo)致的剪應(yīng)力向正應(yīng)力變化而增大。在試樣的拉伸斷裂過程中，三軸應(yīng)力的作用方式使其最大力存在于試樣心部，表面承受的正拉力小于內(nèi)部的拉力峰值，當(dāng)缺口尖端受塑性變形影響，應(yīng)力集中系數(shù)降低到一定閾值以下時(shí)，該應(yīng)力集中不會導(dǎo)致材料的抗拉強(qiáng)度降低。但當(dāng)缺口應(yīng)力集中系數(shù)過高，且束縛足夠大時(shí)，其應(yīng)變強(qiáng)化能力弱，使塑性變形對缺口尖端應(yīng)力集中的緩解程度不足，導(dǎo)致試樣提前斷裂，抗拉強(qiáng)度降低。6號預(yù)制裂紋試樣的應(yīng)變比4，5號試樣更加集中。

      6種類型試樣的沖擊試驗(yàn)結(jié)果如表3所示，沖擊過程中的力-位移曲線如圖8所示。

     沖擊試驗(yàn)過程中試樣的受力類似于三點(diǎn)彎曲過程，最大力和最大塑性變形均產(chǎn)生在試樣的表面，可以很好地反映表面狀態(tài)對材料性能的影響。由圖8可知：起裂后裂紋擴(kuò)展速率較慢，以韌性斷裂為主。1號光滑試樣的沖擊吸收能量最高，平均沖擊吸收能量為382J，當(dāng)試樣表面存在打磨劃痕時(shí)，沖擊吸收能量會顯著降低；2號試樣的沖擊吸收能量約為160J，下降幅度可達(dá)58%，對于缺口試樣，隨著缺口深度的增加，沖擊吸收能量會進(jìn)一步降低，當(dāng)缺口深度相同時(shí),隨著缺口根部曲率半徑的增大，5號試樣的沖擊吸收能量大于4號試樣，表明鈦合金材料的沖擊吸收能量受其缺口尖端應(yīng)力集中的影響。由于鈦合金應(yīng)變強(qiáng)化能力弱以及塑性擴(kuò)展速率慢，在動態(tài)加載過程中，其應(yīng)力集中幾乎無法釋放，導(dǎo)致材料的斷裂擴(kuò)展阻力非常小，相較于靜態(tài)拉伸試驗(yàn)，沖擊試驗(yàn)對試樣的表面狀態(tài)更為敏感。

      1~6號沖擊試樣斷口起裂位置SEM形貌如圖9所示，所有試樣斷口表面均存在大量韌窩，表現(xiàn)為韌性斷裂，即裂紋在整個斷裂過程中都呈塑性擴(kuò)展特征。1號試樣的韌窩小而淺，斷口較為平整，具有良好的塑性，而在2~6號試樣斷口表面發(fā)現(xiàn)了一些孔洞及二次裂紋，具有明顯的撕裂脊，表明其斷裂前承受了更大的變形，沖擊性能相應(yīng)較差。

     3種類型試樣的疲勞試驗(yàn)結(jié)果如表4所示。

     由表4可知：當(dāng)施加的疲勞載荷相同時(shí)，光滑表面試樣的壽命約為原始表面試樣壽命的3倍，2號原始表面試樣的壽命約為3號缺口試樣壽命的8倍。隨著試樣表面質(zhì)量的下降，其疲勞壽命會顯著縮短，這是因?yàn)槠谑且环N動態(tài)損傷過程，其對應(yīng)力集中效應(yīng)非常敏感。當(dāng)試樣的表面存在加工劃痕或缺口時(shí)，可以視為試樣本身存在缺陷，疲勞試驗(yàn)過程中，應(yīng)力會在試樣表面的缺陷處集中，導(dǎo)致該區(qū)域的局部應(yīng)力大大增加，并且鈦合金自身塑性變形速率較慢，因此材料在疲勞加載最初的過程就開始快速損傷，當(dāng)損傷累積到材料的最大使用閾值時(shí)，試樣會被破壞。

      采用不同表面狀態(tài)試樣的力學(xué)性能指標(biāo)除以表面拋光試樣的力學(xué)性能指標(biāo)作為表面敏感性系數(shù)，以此評價(jià)不同表面狀態(tài)對Ti80合金力學(xué)性能的影響。不同表面狀態(tài)試樣的表面敏感性系數(shù)如圖10所示，不同表面狀態(tài)試樣靜態(tài)拉伸試驗(yàn)的表面敏感性系數(shù)為0.9~1.1，浮動范圍較小，而對于動態(tài)沖擊試驗(yàn)和疲勞試驗(yàn)，即使是表面打磨態(tài)及微小缺口，也會使表面敏感性系數(shù)顯著下降，6號沖擊試樣的表面敏感性系數(shù)僅為0.1，3號疲勞試樣的表面敏感性系數(shù)僅為0.08。對比拉伸、沖擊、疲勞試驗(yàn)可以看出，不同表面狀態(tài)試樣的力學(xué)性能對動態(tài)加載過程更為敏感。

3 結(jié) 論

      (1)Ti80合金表面打磨態(tài)和深缺口試樣的抗拉強(qiáng)度呈增加趨勢，預(yù)制裂紋試樣的抗拉強(qiáng)度下降較為明顯，斷后伸長率隨著表面質(zhì)量的下降及缺口深度的增加而減小。

      (2)Ti80合金不同表面狀態(tài)試樣的沖擊吸收能量隨著表面質(zhì)量的下降及缺口深度的增加顯著減小，表面打磨劃痕及微小缺口均會使材料的疲勞壽命顯著縮短。

     (3)不同表面狀態(tài)試樣靜態(tài)拉伸試驗(yàn)的表面敏感性系數(shù)浮動較小，不同表面狀態(tài)試樣的力學(xué)性能對于動態(tài)加載過程更敏感。