徐 迪，楊 義，吳松全，黃愛(ài)軍

（上海理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200093）

亞穩(wěn)β 鈦合金具有高強(qiáng)度、低彈性模量和優(yōu)異的生物相容性，因此被廣泛應(yīng)用于航空航天工業(yè)和生物醫(yī)療器械等多個(gè)領(lǐng)域[1-6]，吸引了世界范圍內(nèi)眾多研究人員的注意。

亞穩(wěn)β 鈦合金的變形機(jī)制與β 鈦合金的有所不同。β 鈦合金自β 相區(qū)淬火到室溫的相組成為穩(wěn)定的β 相，其在室溫變形時(shí)只發(fā)生位錯(cuò)滑移，不會(huì)產(chǎn)生應(yīng)力誘發(fā)相變，只有在加熱或者低溫變形時(shí)才會(huì)發(fā)生相變。而亞穩(wěn)β 鈦合金自β 相區(qū)淬火到室溫的相組成為不穩(wěn)定的β 相，對(duì)其進(jìn)行室溫變形時(shí)，除發(fā)生位錯(cuò)滑移外，還可能發(fā)生應(yīng)力誘發(fā)α"馬氏體相變（SIMα"）、應(yīng)力誘發(fā)ω 相變（SIω），以及{112}＜111＞孿生、{332}＜113＞孿生等[7-9]。這些變形機(jī)制通常受到β 相穩(wěn)定性、變形溫度、變形速率和變形量等因素的影響，導(dǎo)致亞穩(wěn)β 鈦合金的變形機(jī)制十分復(fù)雜。

本文介紹了亞穩(wěn)β 鈦合金的多種變形機(jī)制，以及影響變形機(jī)制的因素，并提出了該領(lǐng)域可能的研究方向。

1 亞穩(wěn)β 鈦合金常見(jiàn)的變形機(jī)制

1.1 滑移

滑移在金屬的塑性變形過(guò)程中是一種主要的變形方式。體心立方結(jié)構(gòu)是一種非密排結(jié)構(gòu)，因此體心立方金屬的滑移面不太穩(wěn)定，通常在低溫時(shí)為{112}，在中溫時(shí)為{110}，在高溫時(shí)為{123}，不過(guò)它的滑移方向很穩(wěn)定，總是＜111＞。滑移變形在亞穩(wěn)β 型鈦合金中是一個(gè)普遍現(xiàn)象，無(wú)論相穩(wěn)定性系數(shù)的大小，在變形時(shí)或多或少都有1/2＜111＞位錯(cuò)滑移的參與。

亞穩(wěn)β 鈦合金體系在變形中存在多種變形機(jī)制，其中位錯(cuò)滑移會(huì)在塑性變形階段與其他的變形產(chǎn)物產(chǎn)生相互作用。由于細(xì)晶強(qiáng)化是位錯(cuò)與界面的交互作用造成的，因此位錯(cuò)與新形成的變形產(chǎn)物的交互作用會(huì)形成動(dòng)態(tài)細(xì)晶強(qiáng)化效果。在變形量較大的樣品中，位錯(cuò)滑移與孿生或應(yīng)力誘發(fā)相變之間產(chǎn)生了某種競(jìng)爭(zhēng)機(jī)制，主導(dǎo)變形產(chǎn)物會(huì)隨著變形量的增大而變化[10]。

也有研究認(rèn)為，除了競(jìng)爭(zhēng)機(jī)制，在應(yīng)變量較小的范圍內(nèi)，位錯(cuò)的產(chǎn)生會(huì)通過(guò)降低孿晶形核能，增加孿晶的形核位置，從而促進(jìn)孿晶的形核[11]，因此在一定程度上位錯(cuò)滑移會(huì)增加變形機(jī)制的多樣性。

1.2 孿生

孿生是金屬塑性變形過(guò)程中另一種重要的變形機(jī)制，通常認(rèn)為孿生會(huì)在滑移不易進(jìn)行時(shí)發(fā)生。在亞穩(wěn)β 鈦合金中最常見(jiàn)的孿晶為{332}＜113＞孿晶和{112}＜111＞孿晶，它們與基體的晶體學(xué)取向差為以＜110＞為軸分別旋轉(zhuǎn)50.5°和70.3°，這兩種孿晶多見(jiàn)于室溫變形后的合金中，前者的尺寸比后者要大得多。在傳統(tǒng)的體心立方晶體中，最常見(jiàn)的孿晶是{112}＜111＞孿晶，其孿晶面對(duì)應(yīng)著晶體的密排面[12]。{332}＜113＞孿晶是亞穩(wěn)β 鈦合金中一種特殊的孿晶，這種高指數(shù)孿晶最早是由Blackburn 等[13]于1971 年在Ti-11.5Mo-6.0Zr-4.5Sn 合金中發(fā)現(xiàn)，其孿晶面與切變方向和密排面及密排方向并不對(duì)應(yīng)。理論上孿晶很難生成，有研究認(rèn)為這與β 相的不穩(wěn)定性有關(guān)[12]。圖1 為變形后亞穩(wěn)β 鈦合金的電子背向散射衍射（electron back-scattered diffraction，EBSD）分析，其中的透鏡狀層片狀結(jié)構(gòu)為{332}＜113＞孿晶[14]。

圖1 變形亞穩(wěn)β 鈦合金的電子背向散射衍射分析圖[14]Fig.1 EBSD analysis images of the deformed metastable β titanium alloy[14]

{332}＜113＞孿晶常見(jiàn)于二元Ti-Nb、Ti-V、Ti-Mo、Ti-Cr、Ti-Fe 合金和Ti-Nb 基、Ti-V 基、Ti-Ta 基的合金體系中。由于{332}＜113＞孿晶特殊的晶體學(xué)特征，眾多學(xué)者對(duì)其形成機(jī)制提出了假說(shuō)，比如Takemoto等[15]提出的β ?α"馬氏體機(jī)制，認(rèn)為β 相基體中先產(chǎn)生α"相，α"相再逆轉(zhuǎn)變?yōu)閷\晶。Kawabata 等[16]提出位錯(cuò)機(jī)制，認(rèn)為此孿晶來(lái)源于1/2[11] →1/11[55]+1/22[11]的位錯(cuò)分解和不全位錯(cuò)的滑移。Tobe等[12]提出晶格不穩(wěn)定機(jī)制，認(rèn)為通過(guò)晶格調(diào)制{332}＜113＞孿晶在亞穩(wěn)β 鈦合金中比{112}＜111＞孿晶更容易生成。這些理論都能在一定程度上解釋此種孿晶的形成機(jī)制，但都缺少充足的實(shí)驗(yàn)支持[8]。

變形過(guò)程中的孿生行為會(huì)影響合金的力學(xué)性能，根據(jù)動(dòng)態(tài)Hall-Petch 方程，由于產(chǎn)生孿晶而產(chǎn)生的晶粒細(xì)化效應(yīng)可以提高材料的強(qiáng)度，當(dāng)孿晶的密度變大時(shí)，由于晶界增多而導(dǎo)致位錯(cuò)堆積，從而導(dǎo)致更高的應(yīng)變硬化率，使得材料的強(qiáng)度和均勻伸長(zhǎng)率同時(shí)提高，形成孿生增塑效應(yīng)（twinning induced plasticity，TWIP）。Ren 等[17]和Zhang 等[18]通過(guò)在拉伸變形過(guò)程中誘導(dǎo)出納米級(jí)孿晶，先后研發(fā)出了抗拉強(qiáng)度達(dá)1.1 GPa 并具有高伸長(zhǎng)率（＞ 25%）的亞穩(wěn)β 鈦合金。

1.3 應(yīng)力誘發(fā)α"馬氏體相變

亞穩(wěn)β 型鈦合金的α"馬氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度（Ms）低于室溫，因此從β 相區(qū)淬火至室溫時(shí)不會(huì)發(fā)生α"馬氏體轉(zhuǎn)變。但是如對(duì)合金進(jìn)行塑性變形，α"馬氏體轉(zhuǎn)變將會(huì)發(fā)生，此時(shí)形成的馬氏體稱為應(yīng)力誘發(fā)α"馬氏體（SIMα"）。

α"馬氏體屬于斜方結(jié)構(gòu)。有理論認(rèn)為[19]應(yīng)力誘發(fā)α"馬氏體相變是通過(guò)一個(gè)不變平面應(yīng)變（invariant plane strain, IPS）形成的。在塑性變形的過(guò)程中，由于某些晶粒中原子的位置和距離被改變，晶體結(jié)構(gòu)也會(huì)變化，當(dāng)β 相轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相的時(shí)候，β 基體相中原子發(fā)生了協(xié)同運(yùn)動(dòng)，由于其慣習(xí)面是不變的，這個(gè)面作為β 基體相與α"馬氏體之間的界面不會(huì)產(chǎn)生旋轉(zhuǎn)和畸變，因此產(chǎn)生了與β 基體相高共格的α"馬氏體。由于β 相與α"相之間存在[001]β∥[100]α"和(110)β∥(001)α"的 取向 關(guān) 系，使由形變產(chǎn)生相變成為可能。

應(yīng)力誘發(fā)α"馬氏體相變對(duì)鈦合金力學(xué)性能的影響有著大量研究[1,6,19-24]。最近的研究表明，可以通過(guò)調(diào)控SIMα"的產(chǎn)生來(lái)形成相變誘發(fā)塑性效應(yīng)（transformation induced plasticity，TRIP），從而改善亞穩(wěn)β 鈦合金的力學(xué)性能[25]，控制SIMα"為優(yōu)化鈦合金的力學(xué)性能提供了一條新途徑。在早期的鈦合金相變與塑性的研究中，如對(duì)Ti-10V-2Fe-3Al[26]，β-Cez[20]和Ti-8.0Mo-3.9Nb-2.0V-3.1Al[27]等合金的研究，發(fā)現(xiàn)通過(guò)控制亞穩(wěn)態(tài)β 相中α"馬氏體的含量可以平衡材料的強(qiáng)度和延展性。但通常情況下，α"馬氏體轉(zhuǎn)變的發(fā)生會(huì)導(dǎo)致材料的屈服強(qiáng)度下降，不利于材料的綜合性能[23,28]。

1.4 應(yīng)力誘發(fā)ω 相變

ω 相是一種六方結(jié)構(gòu)的相，其結(jié)構(gòu)如圖2 所示。ω 相自被發(fā)現(xiàn)以來(lái)一直受到廣泛的關(guān)注，對(duì)于其形成機(jī)制、力學(xué)和物理性能，眾多學(xué)者都有系統(tǒng)的研究[3,29-36]。在亞穩(wěn)β 鈦合金體系中，ω 相會(huì)有多種形成方式，比如通過(guò)熱處理，或通過(guò)外加應(yīng)變誘發(fā)。其中熱處理方式又可分為從β 單相區(qū)快速冷卻（淬火）和對(duì)材料進(jìn)行等溫時(shí)效，而對(duì)于外加應(yīng)變誘發(fā)的方式，ω 相則是通過(guò)高應(yīng)變速率壓縮（沖擊載荷），以機(jī)械方式形成的[37]，其形貌呈層片狀。

圖2 ω 相的晶體結(jié)構(gòu)及其與β 相的位向關(guān)系Fig. 2 Crystal structure of ω phase and the orientation relationship with β phase

應(yīng)力誘發(fā)ω 相的形成機(jī)制在Samiee 等[38]眾多學(xué)者的研究中都有討論。ω 相與β 基體之間的取向?yàn)?[111]β//[0001]ω 和(1 1ˉ0 )β//(110)ω。Hsiung 等[39]認(rèn)為應(yīng)力誘發(fā)ω 相形成的機(jī)制是由1/2＜111＞全位錯(cuò)分解形成的1/3＜111＞和2 個(gè)1/12＜111＞分位錯(cuò)的移動(dòng)形成的。

由于應(yīng)力誘發(fā)ω 相變往往伴隨著其他多種變形機(jī)制發(fā)生，因此，有此相變的合金會(huì)有很高的應(yīng)變硬化率。

1.5 剪切

近年來(lái)的研究發(fā)現(xiàn)，一些亞穩(wěn)β 型鈦合金[40-45]能通過(guò)剪切進(jìn)行塑性變形。例如，Xu 等[40]在室溫壓縮變形的Ti-Nb-Ta-In/Cr 合金中、Wang 等[41]在冷軋的Ti-35Nb-2Ta-3Zr 合金中、Hao 等[42-45]在冷軋的Ti-24.0Nb-4.0Zr-7.9Sn 合金中、Yang 等[24]在大變形的Ti-22.40Nb-0.73Ta-2.00Zr-1.34O 合金中均發(fā)現(xiàn)了剪切帶的存在。當(dāng)晶體處于某一特殊取向，并有大量的局部切應(yīng)力集中在某一滑移面上時(shí)，晶體便會(huì)沿著該面進(jìn)行剪切變形，并形成一個(gè)薄片狀變形微區(qū)，即剪切帶。剪切帶內(nèi)的晶體發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)和嚴(yán)重變形，在Ti-24.0Nb-4.0Zr-7.9Sn 合金中甚至碎化成了納米晶，而與之相鄰的兩側(cè)晶體沒(méi)有明顯的變化，剪切變形通常發(fā)生在變形后期或嚴(yán)重變形區(qū)域。

1.6 扭折

扭折一般在合金經(jīng)歷較大程度的塑性變形時(shí)產(chǎn)生。Yang 等[10,46]發(fā)現(xiàn)在大變形時(shí)，應(yīng)力誘發(fā)相變已經(jīng)停止，合金中的位錯(cuò)塞積變得非常嚴(yán)重，靠應(yīng)力誘發(fā)相變和位錯(cuò)滑移已不能使其產(chǎn)生進(jìn)一步的變形。為對(duì)抗材料破環(huán)，晶體發(fā)生了局部彎曲，即扭折。扭折作為一種協(xié)調(diào)機(jī)制，其形成有助于協(xié)調(diào)相鄰晶?；蛘咄痪Я２煌课坏淖冃?，使應(yīng)力松弛，進(jìn)而提高合金的變形能力。

2 亞穩(wěn)β 鈦合金變形機(jī)制的影響因素

2.1 β 相穩(wěn)定性對(duì)變形機(jī)制的影響

β 相的穩(wěn)定性通常與合金元素有關(guān)。一般來(lái)講，β 相穩(wěn)定元素含量的增加會(huì)提高β 相的穩(wěn)定性，抑制應(yīng)力誘發(fā)相變，塑性變形機(jī)制會(huì)逐漸轉(zhuǎn)向以滑移為主導(dǎo)[47]。將能夠自β 相區(qū)淬火時(shí)把β 相保持到室溫而不發(fā)生馬氏體相變的β 相穩(wěn)定元素最小濃度稱為臨界密度，常見(jiàn)β 相穩(wěn)定元素的臨界質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為Mo=10 %、V=15 %、Nb=36 %、Ta=40 %、Cr=7 %、Fe=5 %、Mn=6.4 %、Co=7 %、Ni=9 %，規(guī)定此時(shí)的鉬當(dāng)量（[Mo]）均為10。通常，將[Mo]在10～25 時(shí)的合金歸為亞穩(wěn)β 鈦合金，但是對(duì)于不同的合金體系，這一規(guī)定并不是很嚴(yán)格。

但β 相的穩(wěn)定性對(duì)變形機(jī)制的影響還存在更深層的原因。2003 年，Saito 等[48]設(shè)計(jì)出了一類具有眾多優(yōu)異性能的亞穩(wěn)β 鈦合金，這些鈦合金同時(shí)具有高強(qiáng)度、低彈性模量、超彈性和優(yōu)異的冷加工性能，并被命名為“Gum metal”（即“橡膠金屬”）。經(jīng)過(guò)第一性原理計(jì)算分析，這類材料同時(shí)滿足3 個(gè)參數(shù)：(1) 平均價(jià)電子數(shù)e/a=4.24；(2) 鍵級(jí)Bo=2.87；(3) d 電子軌道能級(jí)Md=2.45。這3 個(gè)參數(shù)被認(rèn)為與β 相的穩(wěn)定性有關(guān)。其中最具有代表性的Ti-23.0Nb-0.7Ta-2.0Zr-1.2O 合金在經(jīng)過(guò)變形量為90%的冷變形后抗拉強(qiáng)度由1 000 MPa 提升至1 200 MPa，彈性模量由100 GPa 下降至55 GPa 左右，并且在-173～227 ℃的大溫度區(qū)間內(nèi)都保持恒定。在對(duì)“橡膠金屬”的冷變形行為進(jìn)行研究之后，Saito等[49-51]開(kāi)展了一系列的實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證，認(rèn)為此系列合金之所以具有如此優(yōu)越的力學(xué)性能，是因?yàn)槠洫?dú)特的“無(wú)位錯(cuò)”變形機(jī)制，其變形是通過(guò)“橡膠金屬”大尺寸缺陷實(shí)現(xiàn)的，沒(méi)有位錯(cuò)滑移、應(yīng)力誘發(fā)相變和孿生的參與，這些結(jié)論引起了其他研究人員極大的興趣。隨著研究的深入，越來(lái)越多的研究者在合金中發(fā)現(xiàn)了傳統(tǒng)的變形產(chǎn)物。

盡管“無(wú)位錯(cuò)”塑性變形機(jī)制存在巨大的爭(zhēng)議，但其設(shè)計(jì)高強(qiáng)度低彈性模量亞穩(wěn)β 鈦合金的方法為開(kāi)發(fā)新合金和研究變形機(jī)制提供了新的思路。由于Bo 與Md 值決定了β 相的穩(wěn)定性，根據(jù)這兩個(gè)值可以預(yù)測(cè)鈦合金材料的變形產(chǎn)物。圖3 為描述相穩(wěn)定性的Bo-Md 圖[52]。許多研究開(kāi)始利用Bo-Md圖對(duì)鈦合金進(jìn)行設(shè)計(jì)。在圖3 中，合金的Bo 與Md值分布在不同區(qū)域，意味著在變形時(shí)有可能發(fā)生此區(qū)域?qū)?yīng)的變形機(jī)制。

圖3 描述相穩(wěn)定性的Bo-Md 圖[52]Fig.3 Bo-Md diagram for describing the phase stability[52]

2.2 變形條件對(duì)變形機(jī)制的影響

在傳統(tǒng)的α+β 雙相鈦合金和β 鈦合金領(lǐng)域，Khan 等[53]、Nemat-Nasser 等[54]、Hokka 等[55]和Lee等[56]進(jìn)行了動(dòng)態(tài)變形實(shí)驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)流變應(yīng)力對(duì)高應(yīng)變速率和高溫敏感。由于亞穩(wěn)定β 鈦合金在形變時(shí)易發(fā)生相變，各相對(duì)于材料力學(xué)性能的影響也不盡相同。再加上不同生成相之間還會(huì)互相影響，變形溫度、應(yīng)變速率和變形量的改變會(huì)令合金的變形機(jī)制更加復(fù)雜。

變形溫度對(duì)亞穩(wěn)β 鈦合金變形機(jī)制的影響是由于變形溫度能改變?chǔ)?相的穩(wěn)定性。例如Zhan 等[57]研究了20～600 ℃內(nèi)Ti-Nb-Zr-Mo-Sn 合金在高應(yīng)變速率下的力學(xué)性能，發(fā)現(xiàn)由于β 相的穩(wěn)定性隨著溫度升高而升高，變形機(jī)制也由低溫時(shí)的孿生、位錯(cuò)滑移和應(yīng)力誘發(fā)相變共存變?yōu)楦邷貢r(shí)的純位錯(cuò)滑移。同樣，Samiee 等[38]研究了亞穩(wěn)β 鈦合金Ti-10V-3Fe-3Al 在725 ℃下以10-3s-1的應(yīng)變速率的壓縮行為。發(fā)現(xiàn)在725 ℃的高溫下β 相過(guò)于穩(wěn)定，很難生成α"相。眾多研究指出合金在低溫下β 相的穩(wěn)定性較低，這造成了變形機(jī)制的多樣性。

變形量也會(huì)對(duì)變形機(jī)制產(chǎn)生影響，Tsuchiya 等[58]發(fā)現(xiàn)，TiNi 形狀記憶合金變形量超過(guò)25%時(shí)馬氏體相變就會(huì)受到抑制。Yang 等[10]發(fā)現(xiàn)Ti-Nb-Ta-Zr-O 系合金的變形機(jī)制不僅與β 相的穩(wěn)定性有關(guān)，還與材料的變形量有關(guān)。當(dāng)真應(yīng)變?cè)?5%以下時(shí)，材料變形會(huì)產(chǎn)生{332}＜113＞孿晶、{112}＜111＞孿晶、應(yīng)力誘發(fā)α"和ω 相以及位錯(cuò)滑移，當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?5%～77%時(shí)則發(fā)生扭折，當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?7%～149%時(shí)材料的形變機(jī)制則為剪切，這種主要變形機(jī)制的變化是由于在材料的變形過(guò)程中缺陷密度和晶體取向發(fā)生了轉(zhuǎn)變，并且由于主導(dǎo)的變形機(jī)制改變，材料還表現(xiàn)出了多次應(yīng)變硬化現(xiàn)象。

應(yīng)變速率對(duì)亞穩(wěn)β 鈦合金的變形機(jī)制也有明顯的影響，有研究[59-62]提出，高速壓縮會(huì)導(dǎo)致孿晶密度高。例如，Ahmed 等[62]在室溫下通過(guò)改變應(yīng)變速率（10-3、10-1、10 s-1和102s-1）測(cè)試了亞穩(wěn)β 鈦合金Ti-10V-3Fe-3Al-0.27O 的壓縮性能。發(fā)現(xiàn)材料的變形機(jī)制會(huì)隨著應(yīng)變速率的提高而變化，在應(yīng)變速率低于10-3s-1時(shí)，主要的變形機(jī)制為應(yīng)力誘發(fā)α"馬氏體相變，而應(yīng)變速率處于10-3s-1至10-1s-1的區(qū)間時(shí)則出現(xiàn)了SIMα"與{332}＜113＞孿生的競(jìng)爭(zhēng)，在應(yīng)變速率高于10 s-1的條件下，主要的變形機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)閧332}＜113＞孿生。Ji 等[61]研究了 Ti-10Mo-1Fe 合金在2.8×10-5s-1至2.8×10-1s-1應(yīng)變速率下的拉伸性能，發(fā)現(xiàn)位錯(cuò)密度隨應(yīng)變速率提高而增大，在應(yīng)變量較低時(shí)孿晶密度也隨應(yīng)變速率提高而有明顯增大。應(yīng)變速率與合金β 相的穩(wěn)定性對(duì)變形機(jī)制的影響如圖4 所示。Ahmed 等[62]認(rèn)為，之所以孿晶的含量隨著應(yīng)變速率的提高而增大，是因?yàn)樵诟叩膽?yīng)變速率下，位錯(cuò)密度和位錯(cuò)移動(dòng)速度也會(huì)上升，而高的位錯(cuò)密度有利于孿晶的成核。這種理論在其他研究[11]中也有涉及，較高的位錯(cuò)密度會(huì)降低孿晶成核所需的活化能。

圖4 應(yīng)變速率與變形機(jī)制變化示意圖，虛線為應(yīng)變速率臨界值的變化趨勢(shì)[62]Fig. 4 Schematic diagram for the change of deformation mechanism with respect to strain rate. dashed lines indicate the change trend of the strain rate critical values[62]

Sadeghpour 等[1]研究了經(jīng)過(guò)0.7×10-4s-1至0.7×10-1s-1的應(yīng)變速率壓縮后的Ti-4Al-7Mo-3V-3Cr 合金，在所有條件下都觀察到了應(yīng)力誘發(fā)的α"馬氏體，并且還發(fā)現(xiàn)材料的馬氏體觸發(fā)應(yīng)力和屈服強(qiáng)度都與應(yīng)變速率的對(duì)數(shù)呈線性增加的關(guān)系。眾多研究[1,63-64]結(jié)果表明，應(yīng)變速率過(guò)高往往會(huì)抑制應(yīng)力誘發(fā)α"馬氏體的生成，這種作用是通過(guò)生成α"馬氏體的自由能變化來(lái)影響的，此關(guān)系如下式[63]所示：

式中：ΔG為SIMα"轉(zhuǎn)變的自由能變化；ΔH為焓變；T為測(cè)試溫度；ΔS為熵變； δEirr為相界在運(yùn)動(dòng)中克服摩擦力所做的功；ΔEel為在基體中產(chǎn)生的內(nèi)部彈性勢(shì)能，由相變時(shí)的體積變化造成；ρ為密度； σ為軸向應(yīng)力； εtr是由馬氏體在應(yīng)力方向上的晶格畸變?cè)斐傻膽?yīng)變；1 /2ρ(σ2/EM-σ2/Eβ)為在彈性變形期間由于β 相和a"相的彈性模量的差異而產(chǎn)生的彈性勢(shì)能；EM為 SIMα"的彈性模量；Eβ為β 相的彈性模量。式中，ΔH和ΔS均與應(yīng)變速率無(wú)關(guān)；由于β 相和a′′相的密度幾乎相同，ΔEel可以忽略不計(jì)； εtr、EM和Eβ不受應(yīng)變速率的影響；只有 δEirr隨著應(yīng)變速率的增加而增加[59]，是唯一與應(yīng)變速率顯著相關(guān)的變量，并且由于應(yīng)變速率攀升，ΔG將隨 δEirr的增加而增加，所以生成α"的能量壁壘升高，生成α"的難度上升。

上述研究充分說(shuō)明了變形條件對(duì)亞穩(wěn)β 鈦合金變形機(jī)制的影響，作為此合金的主要變形機(jī)制之一，{332}＜113＞孿生對(duì)變形溫度和應(yīng)變速率的變化都比較敏感，應(yīng)力誘發(fā)α"相也會(huì)受到變形條件的影響。變形機(jī)制在材料變形中的轉(zhuǎn)變則會(huì)進(jìn)一步造成材料力學(xué)性能的變化。

3 結(jié) 論

亞穩(wěn)β 鈦合金雖然具有優(yōu)異的力學(xué)性能，但其變形機(jī)制復(fù)雜，近年來(lái)許多研究者就亞穩(wěn)β 鈦合金的變形機(jī)制開(kāi)展了深入的研究。其變形機(jī)制與力學(xué)性能的關(guān)系逐步厘清，最新的研究成果甚至實(shí)現(xiàn)了將此類合金的高強(qiáng)度和高塑性同時(shí)保留。但這些研究的實(shí)驗(yàn)條件大多集中于低速準(zhǔn)靜態(tài)變形，而對(duì)高速動(dòng)態(tài)變形的研究才剛剛起步?？紤]到亞穩(wěn)β 鈦合金在航空航天領(lǐng)域的應(yīng)用中經(jīng)常處在較為極端的服役條件，亞穩(wěn)β 鈦合金在動(dòng)態(tài)變形的領(lǐng)域還需開(kāi)展進(jìn)一步研究。