高強(qiáng)亞穩(wěn)β 鈦合金的變形損傷行為研究現(xiàn)狀*

朱辰哲 付秀麗 王立群 袁丕琪 門(mén)秀花

（濟(jì)南大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院，濟(jì)南 山東 250022）

鈦合金根據(jù)其β 穩(wěn)定元素的含量可以分為α 型、α+β 型、近β 型、亞穩(wěn)β 型、穩(wěn)定β 型[3]。其中，亞穩(wěn)β 鈦合金在宏觀(guān)上表現(xiàn)出優(yōu)異的高溫抗拉強(qiáng)度、高溫疲勞強(qiáng)度和高溫?cái)嗔秧g性等高溫力學(xué)性能（服役溫度可達(dá)600 ℃、服役強(qiáng)度可達(dá)1 400 MPa）受到越來(lái)越多研究者的關(guān)注與研究；在微觀(guān)上亞穩(wěn)β鈦合金的晶粒細(xì)化可提升材料的抗沖擊性能，相變誘導(dǎo)塑性（TRIP）效應(yīng)和孿生誘導(dǎo)塑性（TWIP）效應(yīng)等的發(fā)生不僅讓合金的塑性提升，其強(qiáng)度同時(shí)得到保留。一時(shí)間不同元素成分和質(zhì)量分?jǐn)?shù)的高強(qiáng)韌亞穩(wěn)β 鈦合金被設(shè)計(jì)出來(lái)并得到大量應(yīng)用，其中一些新型的亞穩(wěn)β 鈦合金，如Ti-5Al-4Zr-8Mo-7V[4]、Ti-6Cr-4Mo-2Al-2Sn-1Zr[5]、Ti-4Mo-3Cr-1Fe[6]，應(yīng) 變硬化速率、延展性及強(qiáng)度遠(yuǎn)高于傳統(tǒng)的合金，可見(jiàn)對(duì)亞穩(wěn)β 鈦合金組織性能的有效調(diào)控將直接影響到該合金力學(xué)性能的提升。

通過(guò)對(duì)亞穩(wěn)β 鈦合金不斷地深入研究發(fā)現(xiàn)，其不同的變形損傷行為與其力學(xué)性能密切相關(guān)。本文將對(duì)亞穩(wěn)β 鈦合金的不同變形行為進(jìn)行總結(jié)，闡述不同的變形行為相互作用對(duì)合金力學(xué)性能的影響，同時(shí)對(duì)亞穩(wěn)β 鈦合金不同的損傷行為進(jìn)行歸納，從微觀(guān)組織演變方面進(jìn)一步闡述亞穩(wěn)β 鈦合金的變形損傷行為。

1 亞穩(wěn)β 鈦合金的變形行為

亞穩(wěn)β 鈦合金從β 相區(qū)淬火到室溫的過(guò)程中由于不穩(wěn)定的β 相，決定其在室溫下的變形機(jī)制有位錯(cuò)滑移、機(jī)械孿生、應(yīng)力誘導(dǎo)相變[7]。在現(xiàn)有的大量研究中表明[8-10]，亞穩(wěn)β 鈦合金隨著其β 穩(wěn)定性的增強(qiáng)，其變形行為的順序?yàn)閼?yīng)力誘發(fā)相變→機(jī)械孿生→位錯(cuò)滑移，如圖1 所示。但更值得注意的是[11]，亞穩(wěn)β 鈦合金在變形過(guò)程中可能發(fā)生上述的某個(gè)變形，也可能幾個(gè)變形行為同時(shí)發(fā)生（位錯(cuò)與孿晶分級(jí)協(xié)調(diào)、{112}<111>孿晶與應(yīng)力誘發(fā)ω 相變相互作用以及{332}<113>孿晶與應(yīng)力誘發(fā)α''相變等），正是由于多種變形行為之間的相互作用與轉(zhuǎn)換，使得亞穩(wěn)β 鈦合金具備了獨(dú)特的力學(xué)和物理學(xué)性能。

圖1 亞穩(wěn)β 鈦合金變形機(jī)制演化示意圖[8-10]

1.1 位錯(cuò)滑移

亞穩(wěn)β 鈦合金的位錯(cuò)滑移是其在外加應(yīng)力的作用下，因位錯(cuò)原子的少量移動(dòng)引起晶體產(chǎn)生相對(duì)位移的情況。BCC 結(jié)構(gòu)的亞穩(wěn)β 鈦合金是一種非密排結(jié)構(gòu)，由于其沒(méi)有密排程度足夠高的面，因此亞穩(wěn)β 鈦合金的滑移面不固定，其可能發(fā)生的滑移面一般有{112}、{110}和{123}，但是其滑移方向較穩(wěn)定，滑移方向總是<111>[12]。Hua K 等[13]對(duì)熱鍛后的Ti-7Mo-3Nb-3Cr-3Al（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%，下同）進(jìn)行壓縮試驗(yàn)中發(fā)現(xiàn)在形變晶界區(qū)域出現(xiàn)大量位錯(cuò)并排列成滑移帶，根據(jù)痕跡分析法進(jìn)一步測(cè)定得出大量位錯(cuò)為{110}<111>類(lèi)型。而在亞穩(wěn)β 鈦合金中，隨著β 相穩(wěn)定元素的含量（如Mo 當(dāng)量）與種類(lèi)的增加，進(jìn)而提升β 相的穩(wěn)定性，最終可引起其變形機(jī)制向位錯(cuò)滑移的轉(zhuǎn)變[14]。由于亞穩(wěn)β 鈦合金存在位錯(cuò)滑移機(jī)制，受晶界阻擋的位錯(cuò)在晶面上的不斷滑移與增殖就造成了細(xì)晶強(qiáng)化效果。晶界越多，晶粒越細(xì)，根據(jù)Hall-Petch 關(guān)系式，亞穩(wěn)β 鈦合金的屈服強(qiáng)度就越高，此時(shí)將不利于應(yīng)變硬化和塑性的提升。在對(duì)β 相穩(wěn)定性高的Ti-(25-37)V-15Cr-(1-7)Al 的研究中發(fā)現(xiàn)合金出現(xiàn)大量位錯(cuò)糾纏現(xiàn)象[15]，如圖2 所示，并隨著β 相含量的增加，阻礙了位錯(cuò)滑移的進(jìn)行，使得試樣塑性降低。

圖2 雙光束TEM 明場(chǎng)像顯示Ti-30V-15Cr-2Al 鈦合金室溫形變樣品內(nèi)的位錯(cuò)纏結(jié)[15]

1.2 孿生

孿生是亞穩(wěn)β 鈦合金中晶體內(nèi)部沿一定晶面（孿晶面）和一定方向（孿生方向）發(fā)生均勻切變的過(guò)程，亞穩(wěn)β 鈦合金通常發(fā)生的兩類(lèi)孿晶類(lèi)型分別為{112}<111>孿晶和{332}<113>孿晶[16]。其中，關(guān)于{332}<113>孿晶模式最初由Blackburn 等[17]于1971 年在亞穩(wěn)β 鈦合金（Ti-11.5Mo-6Zr-4.5Sn）中觀(guān)察到，應(yīng)力誘發(fā)的產(chǎn)物被證實(shí)為{332}<113>孿晶，且在其孿晶內(nèi)部及孿晶界面都存在密度不等的位錯(cuò)，并發(fā)現(xiàn){332}<113>孿晶的出現(xiàn)往往會(huì)導(dǎo)致材料低的屈服強(qiáng)度和高的伸長(zhǎng)率。由于{332}<113>孿晶的孿晶面與切向方向和密排面及密排方向并不對(duì)應(yīng)，因此許多研究學(xué)者對(duì)其形成機(jī)制進(jìn)行了研究，表1 所示為關(guān)于{332}<113>孿晶的不同形成機(jī)制。

表1 關(guān)于{332}<113>孿晶的不同形成機(jī)制[18-21]

最近關(guān)于{332}<113>孿晶的形成機(jī)制研究中，Castany P 等[22]在研究Ti-27Nb合金中發(fā)現(xiàn){332}<113>孿晶是應(yīng)力誘導(dǎo)α''馬氏體中親本{130}<310>α''孿晶還原的結(jié)果，同時(shí)驗(yàn)證了Takemoto 的模型結(jié)果。為進(jìn)一步闡明{332}<113>孿晶微觀(guān)演變行為，An X L 等[23]設(shè)計(jì)了對(duì)亞穩(wěn)β 鈦合金(Ti-12Mo)的沖擊試驗(yàn)。沖擊加載時(shí)的高應(yīng)變率提供了非常高的能量以觸發(fā)多個(gè)沿不同方向的{332}<113>孿晶，如圖3所示，在初始變形階段，BCC 晶格變形并部分轉(zhuǎn)變?yōu)棣?'或近α''，同時(shí)形成一些ω 相，其中{130}<310>孿晶也被觸發(fā)以協(xié)調(diào)變形，由于β→α''相變是可逆的，α''進(jìn)一步反向轉(zhuǎn)變?yōu)棣?，最終與基體形成{332}<113>孿晶關(guān)系。因此揭示出{332}<113>孿晶形成機(jī)制為β→α''→α{130}T"→β{332}T。

圖3 沖擊載荷變形過(guò)程中的微觀(guān)組織演變[23]

從現(xiàn)有研究結(jié)果不難看出，針對(duì){332}<113>孿晶行為的形成機(jī)制難以形成統(tǒng)一定論，其中包括基于幾何層面上提出的原子剪切重組機(jī)制和位錯(cuò)機(jī)制，又有基于晶格不穩(wěn)定性提出的孿晶模型，但都缺少大量試驗(yàn)的解釋與驗(yàn)證。因此關(guān)于{332}<113>孿晶的形成機(jī)制需要進(jìn)一步研究，

方案2水源選取上還是采用電站上下游的水，如果不能避免汛期含沙量突然增加的水進(jìn)入沉砂池，還是很難保證汛期備用供水系統(tǒng)的安全可靠性，在這一點(diǎn)上遠(yuǎn)不及方案1和方案3有優(yōu)勢(shì)。沉砂池布置在上庫(kù)或下庫(kù)，距離地下廠(chǎng)房均較遠(yuǎn)，從沉砂池取水供至地下廠(chǎng)房供水系統(tǒng)之間的管路將較長(zhǎng)，投資也較大。抽水蓄能電站上庫(kù)或下庫(kù)地形多較陡峭，在不影響正常水庫(kù)庫(kù)容的情況下找到可以布置較大占地面積的沉砂池的場(chǎng)地是較困難的。

1.3 應(yīng)力誘發(fā)相變

亞穩(wěn)β 鈦合金在受外加應(yīng)力條件下通常發(fā)生兩種類(lèi)型的相變：馬氏體α''相變和ω 相變。應(yīng)力誘發(fā)α''馬氏體相變是指亞穩(wěn)β 鈦合金在馬氏體轉(zhuǎn)變點(diǎn)以上溫度并通過(guò)外加應(yīng)力使得β 相產(chǎn)生馬氏體轉(zhuǎn)變，可見(jiàn)應(yīng)變速率和溫度對(duì)馬氏體α''相的形成有著至關(guān)重要的作用。Ma X K 等[24]在高溫下通過(guò)分離式霍普金森拉桿對(duì)Ti-1 023 進(jìn)行了應(yīng)變速率1 000～4 000 s-1的拉伸試驗(yàn)，如圖4 所示，通過(guò)能帶對(duì)比度圖可以發(fā)現(xiàn)在β 晶粒內(nèi)部產(chǎn)生了大量針狀α''馬氏體，且變形誘導(dǎo)的α''馬氏體隨著應(yīng)變速率的增加而逐漸變?nèi)酰⒃?000 s-1時(shí)展現(xiàn)出異常的TRIP 效應(yīng)。同樣地，Zhao X L 等[25]在亞穩(wěn)β 型Ti-30Zr-5Mo 合金中發(fā)現(xiàn)α''相的轉(zhuǎn)換體積隨著應(yīng)變速率增加而減小的現(xiàn)象，并在此過(guò)程中使得該合金的塑性和加工硬化效應(yīng)降低。

圖4 不同應(yīng)變速率的Ti-1 023 合金的EBSD 能帶對(duì)比[24]

為進(jìn)一步探究針狀α''馬氏體對(duì)機(jī)械加工性能的影響。有研究[26]表明針狀α''馬氏體密度的增加可以使得亞穩(wěn)β 鈦合金在變形過(guò)程產(chǎn)生更細(xì)的晶粒，進(jìn)而提升材料的加工硬化效應(yīng)。其表現(xiàn)在當(dāng)材料受到應(yīng)力誘導(dǎo)時(shí)，α''馬氏體可以作為位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的障礙，阻止了位錯(cuò)被邊界吸收，導(dǎo)致位錯(cuò)在前面堆積（圖5a）。因此，位錯(cuò)產(chǎn)生率和吸收率之間的平衡被破壞，進(jìn)而導(dǎo)致位錯(cuò)密度的增加，從而形成更細(xì)的（亞）晶粒，如圖5b 所示。

圖5 針狀α''馬氏體的晶粒細(xì)化演變[26]

而應(yīng)力誘發(fā)ω 相變最早在Ti-15Mo 亞穩(wěn)β 鈦合金中被發(fā)現(xiàn)，其后又在Ti-15.8V 和Ti-19.9V 兩種單晶體β 鈦合金拉伸變形過(guò)程中被觀(guān)察到，其中Chen K 等[27]首次報(bào)道了亞穩(wěn)β 鈦合金在拉伸過(guò)程中的β→SIω→(β+α)順序相變，SIω 的形成是由β 基體中存在的單一非熱ω 變體局部生長(zhǎng)和聚集完成，隨著應(yīng)變的增加，生成的SIω 最終轉(zhuǎn)變?yōu)棣?α 相，轉(zhuǎn)變過(guò)程中材料硬化。

1.4 各變形行為相互影響

亞穩(wěn)β 鈦合金存在有位錯(cuò)滑移、機(jī)械孿生、應(yīng)力誘發(fā)相變等多種變形行為，而現(xiàn)有的大量研究表明，這些變形行為并不是孤立存在的，而是各個(gè)變形行為之間相互影響。Zhang J Y 等[28]在研究Ti-12Mo-10Zr 亞穩(wěn)β 鈦合金變形機(jī)制中發(fā)現(xiàn)該合金存在多級(jí){332}<113>孿晶體系，如圖6 所示，而在該孿晶體系之下是滑移面{112}、{110}和{123}上的位錯(cuò)和{332}孿晶相交的分級(jí)協(xié)調(diào)機(jī)制。針對(duì)多級(jí)孿晶協(xié)調(diào)機(jī)制對(duì)材料性能之間的影響問(wèn)題，Gao J H等[29]在Ti-7Mo-3Cr 合金的研究中發(fā)現(xiàn)隨著變形進(jìn)程的不斷發(fā)展，存在{112}<111>孿晶和{332}<113>孿晶同時(shí)被激活的現(xiàn)象，如圖7 所示，在應(yīng)變?yōu)?.3%時(shí)，β 晶粒中出現(xiàn)初生的{112}<111>孿晶和被激活的{332}<113>孿晶；在應(yīng)變?yōu)?%時(shí)，初生的{112}<111>孿晶內(nèi)部出現(xiàn)次生的{112}<111>孿晶，并在孿晶內(nèi)部激活馬氏體相變，最終在應(yīng)變?yōu)?6%時(shí)，初生的孿晶、次生孿晶和馬氏體將原晶粒分割，使得該合金的基體得到細(xì)化增強(qiáng)。這種雙孿晶行為使得該合金具備較高的屈服強(qiáng)度（695 MPa），借助雙孿晶變形機(jī)制可以較好地解決亞穩(wěn)β 鈦合金屈服強(qiáng)度低的問(wèn)題。

圖6 多級(jí)孿晶體系的形成順序的3D 視圖和剖視圖[28]

圖7 Ti-7Mo-3Cr 合金隨應(yīng)變?cè)黾訒r(shí)的微觀(guān)結(jié)構(gòu)演變[29]

另有研究表明{112}<111>變形孿晶與應(yīng)力誘發(fā)ω 相變之間存在緊密聯(lián)系。Xing H 等[30]在研究Ti-23Nb-0.7Ta-2Zr 的變形行為中發(fā)現(xiàn)該合金在發(fā)生{112}<111>孿晶的同時(shí)在邊界發(fā)現(xiàn)了一層ω 相。為進(jìn)一步探索其形成機(jī)理，Lai M J 等[31]通過(guò)Ti-22.6Nb-0.47Ta-1.85Zr-1.34O 合金說(shuō)明了β→ω 相變不能自發(fā)發(fā)生，其必須需要{112}<111>孿晶在形成過(guò)程中對(duì)β 基體產(chǎn)生在其方向上的剪切應(yīng)力，從而說(shuō)明了{(lán)112}<111>變形孿晶對(duì)ω 相的激活作用。隨后Hanada S 等[32]在研究Ti-Cr、Ti-Mo 和Ti-Nb 等亞穩(wěn)β 合金的變形行為時(shí)同樣發(fā)現(xiàn)變形孿晶與應(yīng)力誘導(dǎo)ω 相同時(shí)存在，探究其形成機(jī)理發(fā)現(xiàn)，在鈦合金的β 相穩(wěn)定性較低時(shí)易發(fā)生該類(lèi)變形機(jī)制，另外也可能與電子濃度有關(guān)。

此外，又有研究者發(fā)現(xiàn){332}<113>變形孿晶與應(yīng)力誘發(fā)馬氏體α''相變相互作用下對(duì)材料性能有顯著影響。Marteleur M 等[33]在研究Ti-12Mo 二元亞穩(wěn)β 鈦合金的變形行為中發(fā)現(xiàn)，其應(yīng)力誘導(dǎo)馬氏體α''相轉(zhuǎn)變和變形孿生同時(shí)出現(xiàn)，伴隨著該合金的屈服行為的激活，其屈服強(qiáng)度低于500 MPa；Fu Y 等[34]在對(duì)Ti-15Nb-5Zr-4Sn-1Fe 的變形行為中也證明了多種變形機(jī)制存在對(duì)其力學(xué)性能的影響，變形誘發(fā)α''馬氏體與孿生間的相互作用導(dǎo)致該合金出現(xiàn)高的加工硬化現(xiàn)象。同樣地，Lai M J 等[31]研究中表明{332}<113>孿晶和應(yīng)力誘發(fā)α''馬氏體共同被激活后導(dǎo)致TWIP 和TRIP 顯著，在降低材料的屈服強(qiáng)度的同時(shí)，提升了合金的加工硬化率，而關(guān)于{332}孿晶和應(yīng)力誘導(dǎo)馬氏體共存的潛在機(jī)制尚不清楚，Xiao J F 等[35]利用變形梯度分析法闡明在加載過(guò)程中，{130}馬氏體孿晶首先由調(diào)制結(jié)構(gòu)產(chǎn)生，然后由β 馬氏體反向轉(zhuǎn)變產(chǎn)生{332}孿晶，如圖8 所示。

圖8 亞穩(wěn)β 鈦合金中應(yīng)力誘發(fā)馬氏體和{332}孿晶的耦合[35]

上述研究表明，對(duì)亞穩(wěn)β 鈦合金的變形孿晶行為和應(yīng)力誘發(fā)相變的研究已取得顯著成果，其中，關(guān)于不同類(lèi)型的變形孿晶和應(yīng)力誘發(fā)相變之間的內(nèi)在聯(lián)系與形成機(jī)理也逐漸被闡明，并利用亞穩(wěn)β 鈦合金的獨(dú)特孿晶行為可以提升合金的加工硬化率，研發(fā)出一系列具備優(yōu)異力學(xué)性能的新型合金。

2 亞穩(wěn)β 鈦合金的損傷行為

2.1 微孔洞與微裂紋

亞穩(wěn)β 鈦合金在外加載荷下易發(fā)生塑性流動(dòng)，而微孔洞的形成受到塑性流動(dòng)與孔洞形核的共同作用[36]，其中關(guān)于微孔洞的形核形成機(jī)制問(wèn)題，Curran D R 等[37]認(rèn)為可歸納為以下幾類(lèi)：

（1）刃型位錯(cuò)的出現(xiàn)。位錯(cuò)作為金屬塑性變形的主要方式之一，亞穩(wěn)β 鈦合金在外加應(yīng)力的條件下，其內(nèi)部經(jīng)歷塑性變形進(jìn)而產(chǎn)生刃型位錯(cuò)，晶體發(fā)生刃型位錯(cuò)中后，導(dǎo)致其內(nèi)部晶體的一部分相對(duì)另一部分出現(xiàn)一個(gè)多余的半原子面，這就是微空洞的形核的起源。

（2）位錯(cuò)墻的出現(xiàn)。亞穩(wěn)β 鈦合金在高應(yīng)變率載荷下導(dǎo)致位錯(cuò)的產(chǎn)生和移動(dòng)，進(jìn)而晶粒細(xì)化形成位錯(cuò)墻，位錯(cuò)墻的出現(xiàn)也會(huì)引起材料的應(yīng)力集中現(xiàn)象，最終導(dǎo)致了微孔洞形核的形成。

（3）第二相的影響。亞穩(wěn)β 鈦合金中常見(jiàn)的第二相有α 相及ω 相，這些第二相粒子對(duì)合金的力學(xué)性能有提升作用，同時(shí)第二相粒子作為晶體中的雜質(zhì)使得合金更容易受到應(yīng)力的集中，此時(shí)微孔洞的形核更容易被誘發(fā)。

從微孔洞形核被誘發(fā)的起因來(lái)看，其形成原理并不是固定的，但其潛在的形核點(diǎn)一般為晶體內(nèi)部的弱區(qū)，在受到應(yīng)力集中的條件下，該弱區(qū)發(fā)生局部形變，產(chǎn)生局部塑性變形。除上述形成機(jī)制外，形核的形成還可能與材料本身的結(jié)構(gòu)有關(guān)，比如材料的不均勻、雜質(zhì)等。

繼微孔洞形核被誘發(fā)，由于存在剪切應(yīng)力，微孔洞將沿剪切帶寬度方向長(zhǎng)大的同時(shí)，并沿剪切帶的擴(kuò)展方向被拉長(zhǎng)為橢圓，最終與前端的孔洞合并形成微裂紋，當(dāng)某些區(qū)域的微裂紋密度足夠高時(shí)，微觀(guān)下的損傷演化將發(fā)展為宏觀(guān)斷裂。Wang J 等[38]通過(guò)掃描電鏡原位拉伸試驗(yàn)，在研究具有層狀微觀(guān)結(jié)構(gòu)的亞穩(wěn)β 鈦合金的損傷演化中指出裂紋會(huì)沿著晶粒中的滑移線(xiàn)以及微孔洞富集的相界面和晶界擴(kuò)展，而當(dāng)進(jìn)入剪切帶時(shí)，擴(kuò)展速度會(huì)顯著加快，并由于材料的幾何取向往往不同，裂紋擴(kuò)展的整體路徑呈現(xiàn)鋸齒狀特征，如圖9 所示。亞穩(wěn)β 鈦合金的不同微觀(guān)組織將引起裂紋擴(kuò)展行為的不同。Qin D Y 等[39]研究了不同微觀(guān)組織的Ti-5553 合金（等軸/片層）在動(dòng)態(tài)拉伸和壓縮過(guò)程中的斷裂機(jī)制，其中片層組織合金邊界上的應(yīng)變集中可導(dǎo)致微孔的形成，但在片層內(nèi)部未觀(guān)察到任何微孔。由圖10 看出，層狀合金的拉伸損傷僅在層狀單元的邊界處開(kāi)始。在應(yīng)力集中的作用下，微孔洞會(huì)演化為微裂紋。裂紋可以沿層狀單元邊界擴(kuò)展，直到裂紋尖端到達(dá)層狀單元的三重結(jié)。而Wang J等[40]從沖擊能角度設(shè)計(jì)了雙峰組織和片層組織的亞穩(wěn)β 鈦合金的沖擊韌性試驗(yàn)，在裂紋萌生過(guò)程中，片層組織吸收的能量更多，抗裂紋擴(kuò)展能力更強(qiáng)。此外，在裂紋擴(kuò)展過(guò)程中，雙峰組織中的裂紋擴(kuò)展能量較小，表明裂紋將選擇能量消耗低的擴(kuò)展路徑，并且擴(kuò)展速度非常快。除沖擊能外，雙峰組織和片層組織的合金的沖擊韌性分別為24 J/cm2和36 J/cm2，表明添加了片層組織的合金具有更好的抗裂紋擴(kuò)展能力。上述研究表明，亞穩(wěn)β 鈦合金中的不同微觀(guān)組織可以提高合金在載荷下的抵抗裂紋擴(kuò)展能力，實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度、塑性和沖擊韌性的最佳匹配。在此基礎(chǔ)上，溫度、合金中片層相和等軸相的尺寸和體積分?jǐn)?shù)對(duì)合金裂紋擴(kuò)展的影響值得進(jìn)一步研究。

圖9 層狀顯微組織Ti-54 432 合金在拉伸過(guò)程中的裂紋擴(kuò)展[38]

圖10 孔洞匯聚與裂紋的擴(kuò)展[39]

2.2 絕熱剪切

極端的服役條件對(duì)亞穩(wěn)β 鈦合金的抗沖擊疲勞要求更高，而絕熱剪切帶（ASB）是一種容易發(fā)生在動(dòng)載、高應(yīng)變率下的損傷現(xiàn)象，這種機(jī)制通常被描述為塑性流動(dòng)不穩(wěn)定現(xiàn)象，即絕熱溫升引起的熱軟化超過(guò)加工硬化和應(yīng)變率硬化。絕熱剪切帶的出現(xiàn)往往伴隨著微孔洞的形核、長(zhǎng)大和相互連結(jié)成微裂紋的過(guò)程，并在裂紋萌生的尖端處取向與裂紋走勢(shì)保持一致[41]，如圖11 所示。

圖11 ASB 中的裂紋演化[41]

針對(duì)絕熱剪切帶變形行為的研究中（圖12），Yang H L 等[42]通過(guò)動(dòng)態(tài)壓縮對(duì)Ti-8.5Cr-1.5Sn 合金的絕熱剪切行為研究發(fā)現(xiàn)該合金在ASB 周?chē)胁煌淖冃晤?lèi)型，其中在遠(yuǎn)離ASB 的I 區(qū)域，孿晶和馬氏體均勻分布；靠近ASB 的Ⅱ區(qū)域，位錯(cuò)積累加劇導(dǎo)致該區(qū)域嚴(yán)重變形；而在區(qū)域Ⅲ，組織主要有超細(xì)等軸晶粒組成。易湘斌等[43]在TB6 鈦合金的絕熱剪切帶研究中發(fā)現(xiàn)，在中心轉(zhuǎn)變帶區(qū)域要比形變帶和基體的硬度大，硬度隨著距離剪切帶中心距離的增大而減少，根據(jù)現(xiàn)有的研究結(jié)果，位錯(cuò)積累導(dǎo)致的晶粒細(xì)化可能是造成這一現(xiàn)象的主要原因。但是，隨著承載時(shí)間的變化，剪切帶的寬度增加、長(zhǎng)度減少，最終會(huì)引起剪切帶的分叉，造成材料強(qiáng)度的降低，弱化材料整體的力學(xué)性能。為進(jìn)一步研究亞穩(wěn)β 鈦合金動(dòng)態(tài)壓縮過(guò)程中的微觀(guān)組織演變及破壞過(guò)程，Chen K 等[44]研究發(fā)現(xiàn)在Ti-6Mo-3.5Cr-1Zr 合金受壓應(yīng)力作用下發(fā)生應(yīng)力誘發(fā)相變，相變帶阻礙了ASB 的形成和擴(kuò)展，可以延緩ASB 的形成。而Dai J C 等[45]在Ti-15Mo 中發(fā)現(xiàn){332}<113>孿晶的形成限制了ASB 的形成和裂紋分裂?，F(xiàn)有研究表明，孿晶和相變過(guò)程在阻礙ASB 和裂紋的萌生和擴(kuò)展方面起到有效作用，從而延緩材料的失效行為。

圖12 絕熱剪切帶內(nèi)部及周?chē)鷧^(qū)域的微觀(guān)組織[42-44]

此外，ASB 中晶粒明顯細(xì)化，超細(xì)的β-晶粒形成可以提升其應(yīng)變硬化能力。Zhan H Y 等[46]利用透射電子顯微鏡對(duì)在高應(yīng)變速率和高溫下變形的Ti-6554合金中絕熱剪切帶內(nèi)的微觀(guān)結(jié)構(gòu)演變和晶粒細(xì)化進(jìn)行了表征，如圖13 所示。在ASB 外部區(qū)域的微觀(guān)結(jié)構(gòu)主要由以厚位錯(cuò)團(tuán)為邊界的單元結(jié)構(gòu)組成，而核心區(qū)域的微觀(guān)組織主要由等軸亞晶粒和再結(jié)晶納米晶粒組成。過(guò)渡區(qū)由塊狀、細(xì)長(zhǎng)亞晶粒和等軸亞晶粒的混合物組成，并提出位錯(cuò)活動(dòng)在晶粒細(xì)化過(guò)程中起主導(dǎo)作用。這與大量已有的研究形成證明，其中，Rittel D 等[47]通過(guò)實(shí)驗(yàn)觀(guān)察到在絕熱剪切帶的形變帶是等軸晶粒，兩側(cè)轉(zhuǎn)變帶則是由于亞晶界的產(chǎn)生而分解出的位錯(cuò)胞，同時(shí)，位錯(cuò)胞呈現(xiàn)出較小的去取向偏差，而大去向差等軸亞晶形成的形成被認(rèn)為是位錯(cuò)胞不斷演變的結(jié)果。

圖13 絕熱剪切帶內(nèi)的微觀(guān)結(jié)構(gòu)[46]

然而，從絕熱剪切帶的大變形區(qū)獲取晶粒取向和幾何必須位錯(cuò)（GND）密度分布等關(guān)鍵信息的困難阻礙了對(duì)鈦合金絕熱剪切失效行為的進(jìn)一步研究。Liu X 等[41]獲得了Ti-5Al-2.5Cr-0.5Fe 合金ASB 失效位置和周?chē)鷧^(qū)域的晶體去向信息。根據(jù)采集到的數(shù)據(jù)計(jì)算了GND 密度分布，揭示了絕熱剪切破壞機(jī)理。ASB 中出現(xiàn)了明顯的晶粒細(xì)化，ASB 內(nèi)部的平均晶粒尺寸為10～100 nm。特別是在裂紋尖端，導(dǎo)致許多超細(xì)等軸再結(jié)晶晶粒（10 nm 級(jí)）和織構(gòu)減弱，并說(shuō)明了ASB 的裂紋是由前再結(jié)晶區(qū)域與周?chē)呒庸び不瘏^(qū)域的變形不相容引起的。

3 結(jié)語(yǔ)

亞穩(wěn)β 鈦合金因其優(yōu)異的力學(xué)性能而受到廣泛關(guān)注，但由于其變形和失效行為比較復(fù)雜，已成為國(guó)內(nèi)外亟待解決的科學(xué)問(wèn)題。目前，研究者通過(guò)大量力學(xué)及微觀(guān)試驗(yàn)，逐步探索并揭示了其變形損傷與材料強(qiáng)化失效之間的聯(lián)系。亞穩(wěn)β 鈦合金具有位錯(cuò)滑移、孿生、應(yīng)力誘導(dǎo)相變等復(fù)雜的變形行為，且上述變形行為并不相互獨(dú)立，其微觀(guān)結(jié)構(gòu)的演化對(duì)材料力學(xué)性能的影響仍需進(jìn)一步探究。目前存在的研究方向有：

（1）亞穩(wěn)β 鈦合金的元素組成與元素添加量會(huì)直接影響到其變形機(jī)制，而目前關(guān)于亞穩(wěn)β 鈦合金的設(shè)計(jì)有合金元素法、[Mo]當(dāng)量、d 電子合金設(shè)計(jì)和e/a 電子濃度法，各個(gè)設(shè)計(jì)方法各有所長(zhǎng)但仍需大量實(shí)踐支持。

（2）亞穩(wěn)β 鈦合金的變形機(jī)制受到多種條件影響，如β 穩(wěn)定性、變形過(guò)程或晶粒尺寸等，但其中的影響規(guī)律仍未形成完整的體系，其變形機(jī)制對(duì)力學(xué)行為的影響也需進(jìn)一步研究。

（3）在極端服役環(huán)境下，亞穩(wěn)β 鈦合金會(huì)產(chǎn)生不同類(lèi)型的損傷，如微孔洞（表現(xiàn)為脆性損傷）、微裂縫（表現(xiàn)為延性損傷）和大變形下的絕熱剪切帶等。其中，微孔洞從形成到生長(zhǎng)至聚集形成微裂紋，受諸多因素影響，絕熱剪切帶的產(chǎn)生通常與其內(nèi)部的物相成分及穩(wěn)定性密切相關(guān)。單一的理論難以對(duì)其成因做出全面的解釋。因此，進(jìn)一步揭示其產(chǎn)生機(jī)理有助于新一代強(qiáng)韌亞穩(wěn)β 鈦合金的研發(fā)與應(yīng)用。