陳鈺浩, 閔小華*, 張海洋, 戴進(jìn)財(cái), 周軼群

（1.大連理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，遼寧 大連 116024；2.中國航發(fā)沈陽發(fā)動(dòng)機(jī)研究所 遼寧省航空發(fā)動(dòng)機(jī)沖擊動(dòng)力學(xué)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽 110042；3.西北工業(yè)大學(xué) 民航學(xué)院，西安 710072）

α+β 型鈦合金憑借其密度低、強(qiáng)度高以及中高溫性能好等特點(diǎn)，在航空發(fā)動(dòng)機(jī)零部件的制造領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用前景[1]。近年來，為了滿足發(fā)動(dòng)機(jī)的高可靠性和大推重比的需求，發(fā)動(dòng)機(jī)結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)逐漸向整體化的方向發(fā)展。整體葉盤的應(yīng)用使發(fā)動(dòng)機(jī)的結(jié)構(gòu)得到簡化，同時(shí)質(zhì)量減輕了25%～30%，推重比得到顯著提高[2]。然而，整體葉盤在服役過程中，其葉片和輪盤部位所承受的溫度和應(yīng)力區(qū)別較大。輪盤處工作溫度低但需承受較大的離心應(yīng)力，且輪盤的破裂會(huì)給發(fā)動(dòng)機(jī)帶來極大危險(xiǎn)，因此需要具有高的抗蠕變能力、低周疲勞性能和斷裂韌度。葉片處需承受高頻振動(dòng)應(yīng)力和高溫氣流，因此要求葉片材料具有良好的高溫性能、高的強(qiáng)塑性、高周疲勞性能[3]。為了實(shí)現(xiàn)整體葉盤不同部位性能的最優(yōu)匹配，國內(nèi)外多采用具有網(wǎng)籃組織的TC17（Ti-5Al-4Mo-4Cr-2Sn- 2Zr）合金和具有雙態(tài)組織的TC4（Ti-6Al-4V）合金分別作為輪盤和葉片材料[4]。

TC17 合金是一種綜合性能優(yōu)良的α+β 型鈦合金，其經(jīng)過β 鍛造和熱處理可以獲得網(wǎng)籃組織[5]。TC4 合金是目前航空發(fā)動(dòng)機(jī)中應(yīng)用最廣的α+β 型鈦合金，在α+β 相區(qū)鍛造和熱處理后可以獲得雙態(tài)組織[6]。前期研究[7]發(fā)現(xiàn)，網(wǎng)籃組織TC17 合金中存在較多的α/β 相界面，位錯(cuò)容易在相界面處塞積且位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的平均自由行程短，導(dǎo)致合金在準(zhǔn)靜態(tài)載荷下的強(qiáng)度提高。Xu 等[8]發(fā)現(xiàn)網(wǎng)籃組織中細(xì)小的α 相增加了裂紋擴(kuò)展路徑，導(dǎo)致TC17 合金拉伸后的斷裂面具有較大的起伏，且合金具有良好的斷裂韌度，可以作為輪盤材料使用。雙態(tài)組織TC4 合金中的相界面較少，降低了對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用。較少的相界面也導(dǎo)致微孔形核位置減少，斷口表面韌窩尺寸較大，合金在準(zhǔn)靜態(tài)載荷下的塑性較好[7]。Wu 等[9]研究發(fā)現(xiàn)雙態(tài)組織中的初生α 相能夠提高TC4 合金的高周疲勞性能，且疲勞強(qiáng)度隨初生α 相含量的增加而增加。因此，具有雙態(tài)組織的TC4 合金能夠滿足葉片材料的需求。

鈦合金整體葉盤在服役過程中不僅需要承受準(zhǔn)靜態(tài)載荷，還會(huì)受到動(dòng)態(tài)沖擊載荷的作用。例如飛機(jī)在起飛過程中發(fā)動(dòng)機(jī)吸入的硬質(zhì)物塊對(duì)整體葉盤產(chǎn)生的沖擊作用，以及在飛行到一定高度時(shí)可能會(huì)受到的鳥撞沖擊，均容易導(dǎo)致高危事故的發(fā)生。與準(zhǔn)靜態(tài)載荷相比，動(dòng)態(tài)沖擊載荷的加載時(shí)間短，合金內(nèi)部產(chǎn)生的熱量難以及時(shí)擴(kuò)散而導(dǎo)致了熱軟化效應(yīng)[10]。當(dāng)熱軟化效應(yīng)超過了應(yīng)變硬化和應(yīng)變速率強(qiáng)化效應(yīng)的總和時(shí)，合金會(huì)發(fā)生熱失穩(wěn)現(xiàn)象，形成絕熱剪切帶（adiabatic shear band， ASB）。在鈦合金整體葉盤的循環(huán)使用過程中，ASB 會(huì)不斷累積，導(dǎo)致合金的承載能力下降。為了提高整體葉盤的使用壽命，國內(nèi)外對(duì)TC17 和TC4 合金的絕熱剪切行為進(jìn)行了大量的研究。Wang 等[11]發(fā)現(xiàn)TC17合金在2000 s-1應(yīng)變速率下形成了ASB，且合金中ASB 的數(shù)目隨著應(yīng)變速率的增加而增多。Hao 等[12]通過帽狀試樣研究了TC4 合金的絕熱剪切行為，發(fā)現(xiàn)隨著應(yīng)變速率增加，ASB 的寬度也呈現(xiàn)出增大的趨勢。黃斌等[13]研究了TC17 合金在不同變形條件下的絕熱剪切行為，并對(duì)比分析了合金的絕熱剪切敏感性，結(jié)果表明絕熱剪切敏感性隨著變形溫度的升高而逐漸升高。陳偉等[14]研究了微觀組織對(duì)TC4 合金絕熱剪切敏感性的影響，發(fā)現(xiàn)雙態(tài)組織的絕熱剪切敏感性介于等軸組織和片層組織之間。

到目前為止，大部分的研究仍是以TC17 和TC4 合金棒材為主，對(duì)于整體葉盤鍛件的絕熱剪切行為則鮮有報(bào)道，且鍛件中ASB 的形成過程尚不清楚。另外，上述成果多是針對(duì)單種材料絕熱剪切敏感性的研究，缺少對(duì)輪盤和葉片材料絕熱剪切敏感性的對(duì)比分析。本工作旨在研究整體葉盤用TC17和TC4 合金鍛件在動(dòng)態(tài)沖擊載荷下的力學(xué)性能，分析兩種合金在動(dòng)態(tài)壓縮后的變形組織和絕熱剪切行為。在此基礎(chǔ)上，進(jìn)一步通過動(dòng)態(tài)壓縮中斷實(shí)驗(yàn)探討ASB 的形成過程，對(duì)比分析兩種合金的絕熱剪切敏感性。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)材料為TC17 和TC4 合金整體葉盤鍛件，兩種合金分別在β 相區(qū)和α+β 相區(qū)鍛造并空冷處理。前期研究[7]的結(jié)果表明，TC17 合金經(jīng)β 鍛造后得到網(wǎng)籃組織，由β 晶粒和晶界處的α 相組成，在β 晶粒內(nèi)部存在交錯(cuò)排列的板條狀α 相和殘余β 相。TC4 合金經(jīng)α+β 鍛造后得到雙態(tài)組織，在β 轉(zhuǎn)變組織周圍分布著等軸狀的初生α 相，β 轉(zhuǎn)變組織由片層狀的次生α 相和殘余β 相組成。

1.2 力學(xué)性能測試

采用線切割技術(shù)從兩種合金鍛件上切取壓縮試樣，取樣方向垂直于鍛造方向，試樣的直徑為5 mm，高度為4 mm。通過分離式霍普金森壓桿（split hopkinson pressure bar， SHPB）裝置測試兩種合金的動(dòng)態(tài)壓縮性能，測試方法包括動(dòng)態(tài)壓縮實(shí)驗(yàn)和動(dòng)態(tài)壓縮中斷實(shí)驗(yàn)兩種。動(dòng)態(tài)壓縮實(shí)驗(yàn)是將試樣壓至碎裂或達(dá)到該應(yīng)變速率下的最大應(yīng)力為止，采用的應(yīng)變速率為1000、2000、3000 s-1和4000 s-1，每種應(yīng)變速率下進(jìn)行3 次實(shí)驗(yàn)。動(dòng)態(tài)壓縮中斷實(shí)驗(yàn)則是指通過限位環(huán)實(shí)現(xiàn)控制真應(yīng)變的目的，壓縮至限位環(huán)高度時(shí)即會(huì)停止，采用的應(yīng)變速率為2000 s-1。本 實(shí) 驗(yàn) 所 用 限 位 環(huán) 的 外 徑 為19 mm，內(nèi)徑為12 mm。根據(jù)兩種合金在2000 s-1應(yīng)變速率下的斷裂應(yīng)變確定限位環(huán)高度，TC17 合金所采用的限位環(huán)高度為3.6～3.2 mm，TC4 合金則為3.6～2.8 mm。

1.3 變形組織表征

對(duì)兩種合金壓縮后試樣進(jìn)行線切割，并使用膠木粉進(jìn)行熱鑲嵌。利用砂紙初步打磨鑲嵌試樣的縱截面后，依次使用9 μm 和3 μm 粒度的拋光液分別進(jìn)行4 min 和8 min 的機(jī)械拋光，并使用SiO2和H2O2（5∶1，體積比）的混合液進(jìn)行30 min 的機(jī)械化學(xué)拋光。磨拋后使用去離子水、HNO3和HF（100∶3∶2，體積比）的混合液分別腐蝕13 s 和20 s。通過LEICA DMI8 型 金 相 顯 微 鏡（optical microscope，OM）和IT800-SHL 型場發(fā)射掃描電鏡（scanning electron microscope， SEM）觀察兩種合金在不同應(yīng)變速率和不同真應(yīng)變下動(dòng)態(tài)壓縮后的變形組織和ASB。利用Image-J 圖像分析軟件對(duì)采集得到的金相照片進(jìn)行處理，定量分析ASB 的長度和寬度。將試樣重新磨拋后，在較小壓力下用SiO2和H2O2的混合液繼續(xù)拋光30 min 以去除試樣表面的殘余應(yīng)力。通過電子背散射衍射（electron backscattered diffraction， EBSD）技術(shù)分析兩種合金的ASB，采用的加速電壓為20 kV，掃描步長為0.1 μm。

2 結(jié)果與分析

2.1 不同應(yīng)變速率下合金的力學(xué)性能

圖1 為兩種合金在不同應(yīng)變速率下動(dòng)態(tài)壓縮后的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線以及壓縮樣品的宏觀圖。在變形的初始階段，兩種合金的真應(yīng)力均迅速增大，此時(shí)合金中的應(yīng)變硬化和應(yīng)變速率強(qiáng)化效應(yīng)占據(jù)了主導(dǎo)地位。隨著真應(yīng)變的增加，真應(yīng)力達(dá)到峰值并開始減小，在隨后變形階段的曲線出現(xiàn)了較為明顯的波動(dòng)。此時(shí)合金中出現(xiàn)了熱軟化效應(yīng)，并逐漸占據(jù)了主導(dǎo)地位。隨著應(yīng)變速率的增加，曲線的波動(dòng)程度變大，這與SHPB 裝置本身的特性有關(guān)。兩種合金的屈服強(qiáng)度和最大壓縮強(qiáng)度均隨著應(yīng)變速率的增加而逐漸增大，表現(xiàn)出明顯的應(yīng)變速率強(qiáng)化效應(yīng)。從壓縮樣品宏觀圖中可以看出，兩種合金在1000 s-1應(yīng)變速率下均未觀察到明顯的破壞現(xiàn)象。當(dāng)應(yīng)變速率達(dá)到2000 s-1時(shí)，兩種合金呈現(xiàn)出剪切破壞的特征。TC17 合金試樣破壞程度更為嚴(yán)重，邊界處有小碎塊剝落，TC4 合金試樣則沿著壓縮軸的45°方向斷裂。隨著應(yīng)變速率增加，兩種合金的破壞程度增加，在4000 s-1應(yīng)變速率下試樣被壓縮為扁平狀。

圖1 兩種合金在不同應(yīng)變速率下的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線以及壓縮樣品的宏觀圖 （a）TC17；（b）TC4；（1）真應(yīng)力-應(yīng)變曲線；（2）壓縮樣品宏觀圖Fig.1 True stress-strain curves of two kinds of alloy at different strain rates and macro-photographs of compressed samples （a）TC17；（b）TC4；（1）true stress-strain curves；（2）macro-photographs of compressed samples

圖2（a）為兩種合金的屈服強(qiáng)度和最大壓縮強(qiáng)度隨應(yīng)變速率的變化曲線。隨著應(yīng)變速率的增加，TC17合金的屈服強(qiáng)度從1225 MPa 增加到1494 MPa，最大壓縮強(qiáng)度從1474 MPa 增加到1676 MPa。TC4合金的屈服強(qiáng)度從996 MPa 增加到了1387 MPa，最大壓縮強(qiáng)度則從1428 MPa 增加至1625 MPa。在相同應(yīng)變速率條件下，TC17 合金的屈服強(qiáng)度和最大壓縮強(qiáng)度均高于TC4 合金，其中兩者屈服強(qiáng)度的差值隨著應(yīng)變速率增加有所減小。圖2（b）為兩種合金的塑性應(yīng)變隨應(yīng)變速率的變化曲線，塑性應(yīng)變（εp）是指合金在塑性變形階段的真應(yīng)變值，可通過公式（1）求得：

圖2 TC17 和TC4 合金 （a）不同應(yīng)變速率下的強(qiáng)度；（b）不同應(yīng)變速率下的塑性應(yīng)變Fig.2 TC17 and TC4 alloys （a）strengths at different strain rates；（b）plastic strains at different strain rates

式中：εf表示合金試樣斷裂或應(yīng)力卸載時(shí)的真應(yīng)變；εs表示合金發(fā)生屈服時(shí)的真應(yīng)變。

隨著應(yīng)變速率的增加，TC17 合金的塑性應(yīng)變從0.17 增加到了0.24，并在應(yīng)變速率為3000 s-1時(shí)達(dá)到最大值，當(dāng)應(yīng)變速率增加到約4000 s-1時(shí)塑性應(yīng)變有所減小。TC4 合金的塑性應(yīng)變從0.18 增加到0.29，并在應(yīng)變速率為2000 s-1時(shí)達(dá)到了最大值。在相同應(yīng)變速率條件下，TC4 合金具有更大的塑性應(yīng)變。

動(dòng)態(tài)吸收能（E）常被用來評(píng)價(jià)合金的動(dòng)態(tài)塑性變形能力，與合金的動(dòng)態(tài)力學(xué)響應(yīng)和絕熱剪切行為有關(guān)，可通過公式（2）求得[15]：

式中：ε為真應(yīng)變；σ為真應(yīng)力。

圖3 為兩種合金的動(dòng)態(tài)吸收能隨應(yīng)變速率的變化曲線。在應(yīng)變速率為3000 s-1時(shí)，TC17 合金的動(dòng)態(tài)吸收能達(dá)到最大值（347 J/cm2），TC4 合金的動(dòng)態(tài)吸收能則在應(yīng)變速率為2000 s-1時(shí)達(dá)到最大值（411 J/cm2）。在相同應(yīng)變速率下，TC4 合金的動(dòng)態(tài)吸收能值高于TC17 合金，其在變形過程中消耗的能量更多，動(dòng)態(tài)塑性變形能力更好。

圖3 動(dòng)態(tài)吸收能隨應(yīng)變速率的變化Fig.3 Variations of dynamic absorbed energy with strain rates

2.2 不同應(yīng)變速率下的絕熱剪切帶形貌

圖4 為TC17 合金在2000 s-1應(yīng)變速率下動(dòng)態(tài)壓縮試樣縱截面變形組織的OM 和SEM 圖。如圖4（a）所示，試樣縱截面觀察到多條與壓縮軸呈45 °角的主裂紋，且部分主裂紋已經(jīng)貫穿試樣并導(dǎo)致試樣不完整，試樣邊界處存在碎塊剝落的現(xiàn)象（圖4（a）中實(shí)線框所示）。試樣內(nèi)部存在多條ASB，ASB 的平均寬度為10.5 μm。如圖4（b）和局部放大圖所示，ASB 的帶內(nèi)組織可分為過渡區(qū)和中心區(qū)，部分板條狀α 相在剪切力的作用下出現(xiàn)拉長和偏轉(zhuǎn)現(xiàn)象，形成了基體與ASB 之間的過渡區(qū)。ASB 中心區(qū)晶粒變形更為嚴(yán)重，與過渡區(qū)之間形成了較為明顯的分界。從圖4（c）和其局部放大圖中可以看出，在ASB 的邊界處觀察到微孔和微裂紋。這些微孔和微裂紋在剪切力引起的應(yīng)力集中作用下形成并沿著ASB 擴(kuò)展，不同位置的微孔和微裂紋最終相互融合形成了主裂紋。從圖4（d）和其局部放大圖中可以看出，部分ASB 在擴(kuò)展過程中存在分叉的現(xiàn)象，這與網(wǎng)籃組織中板條狀α 相交錯(cuò)排列形成了較多的相界面有關(guān)。Liu 等[16]發(fā)現(xiàn)合金中的缺陷和相界面處容易造成位錯(cuò)塞積并引發(fā)應(yīng)力集中，ASB 容易在這些地方萌生，導(dǎo)致主ASB 出現(xiàn)分叉現(xiàn)象。在后續(xù)擴(kuò)展過程中，分叉的ASB 相互連接并分割被包圍的組織，在ASB 進(jìn)一步演化形成裂紋后，這部分組織會(huì)從合金試樣上剝落。因此TC17 合金試樣在宏觀上的破壞程度更為嚴(yán)重，且試樣邊界處存在碎塊剝落的現(xiàn)象。

圖4 TC17 合金在2000 s-1 下變形組織OM 和SEM 圖 （a）試樣全貌；（b）ASB 形貌；（c）微裂紋形貌；（d）分叉ASB 形貌Fig.4 OM and SEM images of deformation microstructures in TC17 alloy at 2000 s-1 （a）full view of specimen；（b）morphology of ASB；（c）morphology of micro crack；（d）morphology of bifurcated ASB

圖5 為TC4 合金在2000 s-1應(yīng)變速率下試樣縱截面變形組織的OM 和SEM 圖。如圖5（a）所示，試樣縱截面中沿壓縮軸的45 °方向觀察到較少的主裂紋和ASB，ASB 的平均寬度為9.4 μm。如圖5（b）及其局部放大圖所示，ASB 過渡區(qū)中的等軸狀初生α 相和片層狀次生α 相均沿著剪切方向被拉長偏轉(zhuǎn)，中心區(qū)晶粒同樣變形嚴(yán)重。從圖5（c）及其局部放大圖中可以看出，ASB 內(nèi)存在較多的微孔和微裂紋，將ASB 分割形成了間隔排列結(jié)構(gòu)。較多的微孔和微裂紋會(huì)沿著ASB 擴(kuò)展并相互融合，但雙態(tài)組織中的等軸狀初生α 相具有較大的延展性，導(dǎo)致ASB 周圍形成了較大的塑性變形區(qū)。微孔和微裂紋在塑性變形區(qū)內(nèi)的擴(kuò)展和融合的速度較慢，且擴(kuò)展和融合過程中需要消耗的能量也較多，合金的動(dòng)態(tài)塑性變形能力較好。另外，雙態(tài)組織中片層狀次生α 相的排列較為規(guī)則，導(dǎo)致合金中的相界面數(shù)目較少，減少了ASB 的萌生位置。因此TC4 合金試樣中的ASB 數(shù)目較少且未觀察到ASB 的分叉現(xiàn)象，試樣中的主裂紋沿著剪切方向擴(kuò)展，且試樣邊界處較完整。

圖5 TC4 合金在2000 s-1 下變形組織OM 和SEM 圖 （a）試樣全貌；（b）ASB 形貌；（c）微孔和微裂紋形貌Fig.5 OM and SEM images of deformation microstructures in TC4 alloy at 2000 s-1 （a）full view of specimen；（b）morphology of ASB；（c）morphology of voids and micro cracks

圖6 為兩種合金在2000 s-1應(yīng)變速率下試樣縱截面變形組織和ASB 的EBSD 圖，掃描步長為0.1 μm，其中圖（1）、（2）、（3）分別為反極（inverse pole figure， IPF）圖、相圖以及kernal 平均取向差（kernel average misorientation， KAM）圖。從圖中可以看出，兩種合金的ASB 中心區(qū)均顯示為黑色的條帶狀組織，推測發(fā)生了亞晶旋轉(zhuǎn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，帶內(nèi)形成了拉長的亞晶，且部分亞晶破碎為細(xì)小等軸的再結(jié)晶晶粒[17]。由于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的尺寸較小，在當(dāng)前步長下難以解析。如圖6（a-1）所示，TC17 合金ASB 附近區(qū)域的部分板條狀α 相出現(xiàn)了碎化現(xiàn)象，α 相間隙處的殘余β 相變形程度較大，在相圖中難以解析標(biāo)定（圖6（a-2））。KAM 圖可反映不同位置的幾何必須位錯(cuò)密度和晶格畸變等信息，其中紅色代表高KAM 值，藍(lán)色代表低KAM值。從圖6（a-3）中可以看出，越靠近ASB 中心區(qū)，KAM 值越高，晶粒的變形程度越大。如圖6（b-1）、（b-2）所示，TC4 合金ASB 附近的初生α 相和β 轉(zhuǎn)變組織同樣變形嚴(yán)重，殘余β 相難以解析。距離ASB越近，難以解析的相越多，且ASB 附近區(qū)域的初生和次生α 相的KAM 值逐漸增加（圖6（b-3））。

圖6 兩種合金在2000 s-1 下變形組織的EBSD 圖 （a）TC17；（b）TC4；（1）反極圖；（2）相圖；（3）kernal 平均取向差圖Fig.6 EBSD maps of deformation microstructures of two kinds of alloy at 2000 s-1 （a）TC17；（b）TC4；（1）IPF maps；（2）phase maps；（3）KAM maps

2.3 不同真應(yīng)變下的絕熱剪切帶形貌

為了進(jìn)一步分析動(dòng)態(tài)加載過程中ASB 的萌生和擴(kuò)展過程，采用不同高度的限位環(huán)對(duì)兩種合金進(jìn)行了動(dòng)態(tài)壓縮中斷實(shí)驗(yàn)。圖7 為兩種合金的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線以及壓縮樣品的宏觀圖。曲線中應(yīng)力突增點(diǎn)代表因限位環(huán)保護(hù)而達(dá)到試樣目標(biāo)應(yīng)變的變形終止點(diǎn)。如圖7 所示，TC17 合金的強(qiáng)度高于TC4 合金。從壓縮樣品宏觀圖中可以看出，TC17 合金試樣在限位環(huán)高度為3.6 mm 和3.4 mm 時(shí)均未觀察到裂紋，高度為3.3 mm 時(shí)試樣表面出現(xiàn)了與壓縮軸呈45°角的裂紋，在高度為3.2 mm 時(shí)試樣完全斷裂。TC4 合金試樣在3.6～2.9 mm 的限位環(huán)高度范圍內(nèi)均未觀察到裂紋出現(xiàn)，在高度為2.8 mm 時(shí)觀察到試樣表面存在裂紋，此時(shí)試樣已經(jīng)完全斷裂。

圖7 兩種合金在不同高度限位環(huán)下的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線以及壓縮樣品的宏觀圖 （a）TC17；（b）TC4；（1）真應(yīng)力-應(yīng)變曲線；（2）壓縮樣品宏觀圖Fig.7 True stress-strain curves of two kinds of alloy under different height limit rings and macro-photographs of compressed samples （a）TC17；（b）TC4；（1）true stress-strain curves；（2）macro-photographs of compressed samples

圖8 為TC17 合金在限位環(huán)高度為3.6 mm、3.4 mm 和3.3 mm 時(shí)變形組織和ASB 的OM 和SEM圖，試樣的真應(yīng)變分別為0.09、0.14 和0.16。如圖8（a-1）所示，真應(yīng)變?yōu)?.09 時(shí)，試樣中未觀察到絕熱剪切變形區(qū)域，此時(shí)合金處于均勻塑性變形階段，板條狀α 相無明顯的拉長和偏轉(zhuǎn)現(xiàn)象（圖8（a-2）、（a-3））。真應(yīng)變?yōu)?.14 時(shí)，合金已由均勻塑性變形階段轉(zhuǎn)變?yōu)榻^熱剪切變形階段，如圖8（b-1）所示。試樣邊界處形成了長度為1096 μm 的ASB，且其內(nèi)部有微裂紋萌生（圖8（b-2））。ASB 按其內(nèi)部微觀組織形貌可以分為形變帶（deformed adiabatic shear band， dASB）和轉(zhuǎn)變帶（transformed adiabatic shear band， tASB），形變帶內(nèi)僅存在晶粒的拉長現(xiàn)象，轉(zhuǎn)變帶內(nèi)則出現(xiàn)了明顯的過渡區(qū)和中心區(qū)[18]。此時(shí)合金中的ASB 為形變帶，帶內(nèi)板條狀α 相和殘余β 相出現(xiàn)了拉長和偏轉(zhuǎn)現(xiàn)象（圖8（b-3）），且形變帶的平均寬度較窄（3.5 μm）。隨著真應(yīng)變進(jìn)一步增加至0.16，低倍下觀察到試樣內(nèi)已產(chǎn)生多條ASB，且主ASB 貫穿試樣（圖8（c-1）），其長度為5235 μm。ASB 內(nèi)部形成了較多的微裂紋（圖8（c-2）），部分微裂紋已聚合擴(kuò)展為主裂紋。如圖8（c-3）所示，此時(shí)的ASB 已發(fā)展為轉(zhuǎn)變帶，且平均寬度擴(kuò)展至9.5 μm。

圖8 TC17 合金在不同真應(yīng)變下變形組織的OM 和SEM 圖 （a）0.09；（b）0.14；（c）0.16；（1）試樣全貌；（2）低倍變形組織及絕熱剪切帶；（3）高倍變形組織及絕熱剪切帶Fig.8 OM and SEM images of deformation microstructures in TC17 alloy at different true strains （a）0.09；（b）0.14；（c）0.16；（1）full view of specimen；（2）low deformation microstructures and ASB；（3）high deformation microstructures and ASB

圖9 為TC4 合金在限位環(huán)高度分別為3.2 mm、3.0 mm 和2.9 mm 時(shí) 變 形 組 織 和ASB 的OM 和SEM 圖，合金的真應(yīng)變分別為0.18、0.22 和0.24。如圖9（a-1）所示，合金在真應(yīng)變?yōu)?.18 時(shí)處于均勻塑性變形階段，初生α 相和β 轉(zhuǎn)變組織均未觀察到沿剪切方向拉長偏轉(zhuǎn)的現(xiàn)象（圖9（a-2）、（a-3））。如圖9（b-1）所示，當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?.22 時(shí)，合金中形成了 長 度 為1477 μm 的ASB（圖9（b-2））。此 時(shí)ASB 已發(fā)展成為轉(zhuǎn)變帶，且附近的等軸狀初生α 相和片層狀次生α 相沿著剪切力方向拉長偏轉(zhuǎn)（圖9（b-3）），轉(zhuǎn)變帶的寬度為5.7 μm。如圖9（c-1）、（c-2）所示，當(dāng)真應(yīng)變達(dá)到0.24 時(shí)，試樣內(nèi)部ASB 的長度和寬度均有所增加，其中ASB 長度增加至2997 μm，寬度則增加至9.1 μm（圖9（c-3））。

圖9 TC4 合金在不同真應(yīng)變下試樣縱截面變形組織 （a）0.18；（b）0.22；（c）0.24；（1）試樣全貌；（2）低倍變形組織及絕熱剪切帶；（3）高倍變形組織及絕熱剪切帶Fig.9 Deformation microstructures of longitudinal-section in TC4 alloy at different true strains （a）0.18；（b）0.22；（c）0.24；（1）full view of specimen；（2）low deformation microstructures and ASB；（3）high deformation microstructures and ASB

合金絕熱剪切敏感性的判據(jù)大致可以分為兩類，第一類判據(jù)是通過ASB 的自身特性，如ASB 的萌生時(shí)刻（ti）和萌生孕育能（Ei）等進(jìn)行判定。合金中ASB 的萌生時(shí)刻越早，萌生時(shí)所需要消耗的能量越少，此時(shí)合金的絕熱剪切敏感性越高。在計(jì)算ASB 萌生時(shí)刻和萌生孕育能前，需假設(shè)ASB 萌生后以恒定速率擴(kuò)展，即同一種合金在單位應(yīng)變下ASB 的擴(kuò)展長度相同。ASB 萌生時(shí)的臨界真應(yīng)變（εi）可通過式（3）計(jì)算[19]：

式中：ε1和ε2為不同限位環(huán)高度下的真應(yīng)變；s1和s2為不同真應(yīng)變下的ASB 長度。

ASB 的萌生時(shí)刻（ti）和萌生孕育能（Ei）可通過相對(duì)應(yīng)的真應(yīng)變-時(shí)間曲線和真應(yīng)力-應(yīng)變曲線獲取。表1 中對(duì)兩種合金ASB 萌生時(shí)的臨界真應(yīng)變、萌生時(shí)刻和萌生孕育能進(jìn)行了對(duì)比分析。TC17合金中ASB 的萌生時(shí)刻較早，這與網(wǎng)籃組織中較多的相界面促進(jìn)了ASB 的萌生有關(guān)。另外，TC17合金的萌生孕育能較低，說明ASB 在萌生過程中消耗的能量較少，因此合金的絕熱剪切敏感性高。TC4 合金中ASB 的萌生時(shí)刻較晚，且萌生過程中需要較高的孕育能，因此合金的絕熱剪切敏感性低于TC17 合金。

表1 TC17 和TC4 合金在2000 s-1 下絕熱剪切帶萌生的臨界應(yīng)變、萌生時(shí)刻和萌生孕育能Table 1 Critical strain（εi）， initiation time（ti）and localization energy（Ei）of ASBs in TC17 and TC4 alloys at 2000 s-1

第二類判據(jù)是以ASB 形成的外界條件作為敏感性的判據(jù)，即通過合金在動(dòng)態(tài)壓縮條件下的應(yīng)力承載時(shí)間進(jìn)行判定。應(yīng)力承載時(shí)間是指從動(dòng)態(tài)變形開始到發(fā)生流變應(yīng)力塌陷的時(shí)間，應(yīng)力承載時(shí)間越短，合金越容易發(fā)生絕熱剪切破壞，絕熱剪切敏感性越高。應(yīng)力承載時(shí)間可通過真應(yīng)力-時(shí)間曲線進(jìn)行分析，如圖10 所示。由于兩種合金在1000 s-1應(yīng)變速率下的試樣均未斷裂，此時(shí)未出現(xiàn)應(yīng)力塌陷，忽略該應(yīng)變速率下的應(yīng)力承載時(shí)間。TC17 合金在2000、3000 s-1和4000 s-1應(yīng)變速率下的應(yīng)力承 載 時(shí) 間 分 別 為0.10、0.08 ms 和0.05 ms，而TC4 合金則為0.15、0.09 ms 和0.07 ms。兩種合金的應(yīng)力承載時(shí)間均隨著應(yīng)變速率的增加而縮短，說明高應(yīng)變速率下合金的絕熱剪切敏感性更高。這是因?yàn)殡S著應(yīng)變速率的增加，合金中產(chǎn)生了更多的熱量，熱軟化效應(yīng)更為顯著，促進(jìn)了ASB 的萌生[20]。在相同應(yīng)變速率下，TC17 合金的應(yīng)力承載時(shí)間較短，絕熱剪切敏感性更高。

圖10 兩種合金在不同應(yīng)變速率下的真應(yīng)力-時(shí)間曲線 （a）TC17；（b）TC4Fig.10 True stress-time curves of two kinds of alloy at different strain rates （a）TC17；（b）TC4

3 結(jié)論

（1）TC17 和TC4 合金均在應(yīng)變速率為2000 s-1時(shí)開始發(fā)生絕熱剪切破壞，且屈服強(qiáng)度和最大壓縮強(qiáng)度隨應(yīng)變速率的增加而逐漸升高，表現(xiàn)出明顯的應(yīng)變速率強(qiáng)化效應(yīng)。在相同應(yīng)變速率條件下，TC4合金具有更大的塑性應(yīng)變和動(dòng)態(tài)吸收能，動(dòng)態(tài)塑性變形能力更好。

（2）TC17 合金網(wǎng)籃組織中板條狀α 相形成了大量的相界面，促進(jìn)了合金中ASB 萌生，且ASB存在分叉的現(xiàn)象，導(dǎo)致合金出現(xiàn)碎塊剝落的現(xiàn)象。TC4 合金雙態(tài)組織中初生α 相具有較好的延展性，增加了合金的動(dòng)態(tài)塑性變形能力。另外，規(guī)則排列的次生α 相導(dǎo)致相界面數(shù)目減少，合金中ASB 的數(shù)目較少且難以分叉。

（3）在2000 s-1應(yīng)變速率下，兩種合金中ASB的長度和平均寬度均隨著真應(yīng)變的增加而增加。TC17 合金中ASB 的萌生時(shí)刻早于TC4 合金，萌生過程中消耗的能量少，合金的絕熱剪切敏感性更高。兩種合金的應(yīng)力承載時(shí)間均隨著應(yīng)變速率的增加而縮短，說明合金在高應(yīng)變速率下具有更高的絕熱剪切敏感性。