TC17 和TC4 合金鍛件的動態響應及絕熱剪切行為

陳鈺浩, 閔小華*, 張海洋, 戴進財, 周軼群

（1.大連理工大學 材料科學與工程學院，遼寧 大連 116024；2.中國航發沈陽發動機研究所 遼寧省航空發動機沖擊動力學重點實驗室，沈陽 110042；3.西北工業大學 民航學院，西安 710072）

α+β 型鈦合金憑借其密度低、強度高以及中高溫性能好等特點，在航空發動機零部件的制造領域具有廣泛的應用前景[1]。近年來，為了滿足發動機的高可靠性和大推重比的需求，發動機結構設計逐漸向整體化的方向發展。整體葉盤的應用使發動機的結構得到簡化，同時質量減輕了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力區別較大。輪盤處工作溫度低但需承受較大的離心應力，且輪盤的破裂會給發動機帶來極大危險，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應力和高溫氣流，因此要求葉片材料具有良好的高溫性能、高的強塑性、高周疲勞性能[3]。為了實現整體葉盤不同部位性能的最優匹配，國內外多采用具有網籃組織的TC17（Ti-5Al-4Mo-4Cr-2Sn- 2Zr）合金和具有雙態組織的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良的α+β 型鈦合金，其經過β 鍛造和熱處理可以獲得網籃組織[5]。TC4 合金是目前航空發動機中應用最廣的α+β 型鈦合金，在α+β 相區鍛造和熱處理后可以獲得雙態組織[6]。前期研究[7]發現，網籃組織TC17 合金中存在較多的α/β 相界面，位錯容易在相界面處塞積且位錯運動的平均自由行程短，導致合金在準靜態載荷下的強度提高。Xu 等[8]發現網籃組織中細小的α 相增加了裂紋擴展路徑，導致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。雙態組織TC4 合金中的相界面較少，降低了對位錯運動的阻礙作用。較少的相界面也導致微孔形核位置減少，斷口表面韌窩尺寸較大，合金在準靜態載荷下的塑性較好[7]。Wu 等[9]研究發現雙態組織中的初生α 相能夠提高TC4 合金的高周疲勞性能，且疲勞強度隨初生α 相含量的增加而增加。因此，具有雙態組織的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靜態載荷，還會受到動態沖擊載荷的作用。例如飛機在起飛過程中發動機吸入的硬質物塊對整體葉盤產生的沖擊作用，以及在飛行到一定高度時可能會受到的鳥撞沖擊，均容易導致高危事故的發生。與準靜態載荷相比，動態沖擊載荷的加載時間短，合金內部產生的熱量難以及時擴散而導致了熱軟化效應[10]。當熱軟化效應超過了應變硬化和應變速率強化效應的總和時，合金會發生熱失穩現象，形成絕熱剪切帶（adiabatic shear band， ASB）。在鈦合金整體葉盤的循環使用過程中，ASB 會不斷累積，導致合金的承載能力下降。為了提高整體葉盤的使用壽命，國內外對TC17 和TC4 合金的絕熱剪切行為進行了大量的研究。Wang 等[11]發現TC17合金在2000 s-1應變速率下形成了ASB，且合金中ASB 的數目隨著應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，發現隨著應變速率增加，ASB 的寬度也呈現出增大的趨勢。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，并對比分析了合金的絕熱剪切敏感性，結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TC4 合金絕熱剪切敏感性的影響，發現雙態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，對于整體葉盤鍛件的絕熱剪切行為則鮮有報道，且鍛件中ASB 的形成過程尚不清楚。另外，上述成果多是針對單種材料絕熱剪切敏感性的研究，缺少對輪盤和葉片材料絕熱剪切敏感性的對比分析。本工作旨在研究整體葉盤用TC17和TC4 合金鍛件在動態沖擊載荷下的力學性能，分析兩種合金在動態壓縮后的變形組織和絕熱剪切行為。在此基礎上，進一步通過動態壓縮中斷實驗探討ASB 的形成過程，對比分析兩種合金的絕熱剪切敏感性。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

實驗材料為TC17 和TC4 合金整體葉盤鍛件，兩種合金分別在β 相區和α+β 相區鍛造并空冷處理。前期研究[7]的結果表明，TC17 合金經β 鍛造后得到網籃組織，由β 晶粒和晶界處的α 相組成，在β 晶粒內部存在交錯排列的板條狀α 相和殘余β 相。TC4 合金經α+β 鍛造后得到雙態組織，在β 轉變組織周圍分布著等軸狀的初生α 相，β 轉變組織由片層狀的次生α 相和殘余β 相組成。

1.2 力學性能測試

采用線切割技術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態壓縮性能，測試方法包括動態壓縮實驗和動態壓縮中斷實驗兩種。動態壓縮實驗是將試樣壓至碎裂或達到該應變速率下的最大應力為止，采用的應變速率為1000、2000、3000 s-1和4000 s-1，每種應變速率下進行3 次實驗。動態壓縮中斷實驗則是指通過限位環實現控制真應變的目的，壓縮至限位環高度時即會停止，采用的應變速率為2000 s-1。本 實 驗 所 用 限 位 環 的 外 徑 為19 mm，內徑為12 mm。根據兩種合金在2000 s-1應變速率下的斷裂應變確定限位環高度，TC17 合金所采用的限位環高度為3.6～3.2 mm，TC4 合金則為3.6～2.8 mm。

1.3 變形組織表征

對兩種合金壓縮后試樣進行線切割，并使用膠木粉進行熱鑲嵌。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行4 min 和8 min 的機械拋光，并使用SiO2和H2O2（5∶1，體積比）的混合液進行30 min 的機械化學拋光。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 型場發射掃描電鏡（scanning electron microscope， SEM）觀察兩種合金在不同應變速率和不同真應變下動態壓縮后的變形組織和ASB。利用Image-J 圖像分析軟件對采集得到的金相照片進行處理，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的混合液繼續拋光30 min 以去除試樣表面的殘余應力。通過電子背散射衍射（electron backscattered diffraction， EBSD）技術分析兩種合金的ASB，采用的加速電壓為20 kV，掃描步長為0.1 μm。

2 結果與分析

2.1 不同應變速率下合金的力學性能

圖1 為兩種合金在不同應變速率下動態壓縮后的真應力-應變曲線以及壓縮樣品的宏觀圖。在變形的初始階段，兩種合金的真應力均迅速增大，此時合金中的應變硬化和應變速率強化效應占據了主導地位。隨著真應變的增加，真應力達到峰值并開始減小，在隨后變形階段的曲線出現了較為明顯的波動。此時合金中出現了熱軟化效應，并逐漸占據了主導地位。隨著應變速率的增加，曲線的波動程度變大，這與SHPB 裝置本身的特性有關。兩種合金的屈服強度和最大壓縮強度均隨著應變速率的增加而逐漸增大，表現出明顯的應變速率強化效應。從壓縮樣品宏觀圖中可以看出，兩種合金在1000 s-1應變速率下均未觀察到明顯的破壞現象。當應變速率達到2000 s-1時，兩種合金呈現出剪切破壞的特征。TC17 合金試樣破壞程度更為嚴重，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。隨著應變速率增加，兩種合金的破壞程度增加，在4000 s-1應變速率下試樣被壓縮為扁平狀。

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

圖2 TC17 和TC4 合金 （a）不同應變速率下的強度；（b）不同應變速率下的塑性應變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力卸載時的真應變；εs表示合金發生屈服時的真應變。

隨著應變速率的增加，TC17 合金的塑性應變從0.17 增加到了0.24，并在應變速率為3000 s-1時達到最大值，當應變速率增加到約4000 s-1時塑性應變有所減小。TC4 合金的塑性應變從0.18 增加到0.29，并在應變速率為2000 s-1時達到了最大值。在相同應變速率條件下，TC4 合金具有更大的塑性應變。

動態吸收能（E）常被用來評價合金的動態塑性變形能力，與合金的動態力學響應和絕熱剪切行為有關，可通過公式（2）求得[15]：

式中：ε為真應變；σ為真應力。

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

圖3 動態吸收能隨應變速率的變化Fig.3 Variations of dynamic absorbed energy with strain rates

2.2 不同應變速率下的絕熱剪切帶形貌

圖4 為TC17 合金在2000 s-1應變速率下動態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，且部分主裂紋已經貫穿試樣并導致試樣不完整，試樣邊界處存在碎塊剝落的現象（圖4（a）中實線框所示）。試樣內部存在多條ASB，ASB 的平均寬度為10.5 μm。如圖4（b）和局部放大圖所示，ASB 的帶內組織可分為過渡區和中心區，部分板條狀α 相在剪切力的作用下出現拉長和偏轉現象，形成了基體與ASB 之間的過渡區。ASB 中心區晶粒變形更為嚴重，與過渡區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力集中作用下形成并沿著ASB 擴展，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 在擴展過程中存在分叉的現象，這與網籃組織中板條狀α 相交錯排列形成了較多的相界面有關。Liu 等[16]發現合金中的缺陷和相界面處容易造成位錯塞積并引發應力集中，ASB 容易在這些地方萌生，導致主ASB 出現分叉現象。在后續擴展過程中，分叉的ASB 相互連接并分割被包圍的組織，在ASB 進一步演化形成裂紋后，這部分組織會從合金試樣上剝落。因此TC17 合金試樣在宏觀上的破壞程度更為嚴重，且試樣邊界處存在碎塊剝落的現象。

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，中心區晶粒同樣變形嚴重。從圖5（c）及其局部放大圖中可以看出，ASB 內存在較多的微孔和微裂紋，將ASB 分割形成了間隔排列結構。較多的微孔和微裂紋會沿著ASB 擴展并相互融合，但雙態組織中的等軸狀初生α 相具有較大的延展性，導致ASB 周圍形成了較大的塑性變形區。微孔和微裂紋在塑性變形區內的擴展和融合的速度較慢，且擴展和融合過程中需要消耗的能量也較多，合金的動態塑性變形能力較好。另外，雙態組織中片層狀次生α 相的排列較為規則，導致合金中的相界面數目較少，減少了ASB 的萌生位置。因此TC4 合金試樣中的ASB 數目較少且未觀察到ASB 的分叉現象，試樣中的主裂紋沿著剪切方向擴展，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 中心區均顯示為黑色的條帶狀組織，推測發生了亞晶旋轉動態再結晶，帶內形成了拉長的亞晶，且部分亞晶破碎為細小等軸的再結晶晶粒[17]。由于動態再結晶晶粒的尺寸較小，在當前步長下難以解析。如圖6（a-1）所示，TC17 合金ASB 附近區域的部分板條狀α 相出現了碎化現象，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定（圖6（a-2））。KAM 圖可反映不同位置的幾何必須位錯密度和晶格畸變等信息，其中紅色代表高KAM 值，藍色代表低KAM值。從圖6（a-3）中可以看出，越靠近ASB 中心區，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 轉變組織同樣變形嚴重，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 不同真應變下的絕熱剪切帶形貌

為了進一步分析動態加載過程中ASB 的萌生和擴展過程，采用不同高度的限位環對兩種合金進行了動態壓縮中斷實驗。圖7 為兩種合金的真應力-應變曲線以及壓縮樣品的宏觀圖。曲線中應力突增點代表因限位環保護而達到試樣目標應變的變形終止點。如圖7 所示，TC17 合金的強度高于TC4 合金。從壓縮樣品宏觀圖中可以看出，TC17 合金試樣在限位環高度為3.6 mm 和3.4 mm 時均未觀察到裂紋，高度為3.3 mm 時試樣表面出現了與壓縮軸呈45°角的裂紋，在高度為3.2 mm 時試樣完全斷裂。TC4 合金試樣在3.6～2.9 mm 的限位環高度范圍內均未觀察到裂紋出現，在高度為2.8 mm 時觀察到試樣表面存在裂紋，此時試樣已經完全斷裂。

圖7 兩種合金在不同高度限位環下的真應力-應變曲線以及壓縮樣品的宏觀圖 （a）TC17；（b）TC4；（1）真應力-應變曲線；（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 合金在限位環高度為3.6 mm、3.4 mm 和3.3 mm 時變形組織和ASB 的OM 和SEM圖，試樣的真應變分別為0.09、0.14 和0.16。如圖8（a-1）所示，真應變為0.09 時，試樣中未觀察到絕熱剪切變形區域，此時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現象（圖8（a-2）、（a-3））。真應變為0.14 時，合金已由均勻塑性變形階段轉變為絕熱剪切變形階段，如圖8（b-1）所示。試樣邊界處形成了長度為1096 μm 的ASB，且其內部有微裂紋萌生（圖8（b-2））。ASB 按其內部微觀組織形貌可以分為形變帶（deformed adiabatic shear band， dASB）和轉變帶（transformed adiabatic shear band， tASB），形變帶內僅存在晶粒的拉長現象，轉變帶內則出現了明顯的過渡區和中心區[18]。此時合金中的ASB 為形變帶，帶內板條狀α 相和殘余β 相出現了拉長和偏轉現象（圖8（b-3）），且形變帶的平均寬度較窄（3.5 μm）。隨著真應變進一步增加至0.16，低倍下觀察到試樣內已產生多條ASB，且主ASB 貫穿試樣（圖8（c-1）），其長度為5235 μm。ASB 內部形成了較多的微裂紋（圖8（c-2）），部分微裂紋已聚合擴展為主裂紋。如圖8（c-3）所示，此時的ASB 已發展為轉變帶，且平均寬度擴展至9.5 μm。

圖8 TC17 合金在不同真應變下變形組織的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 合金在限位環高度分別為3.2 mm、3.0 mm 和2.9 mm 時 變 形 組 織 和ASB 的OM 和SEM 圖，合金的真應變分別為0.18、0.22 和0.24。如圖9（a-1）所示，合金在真應變為0.18 時處于均勻塑性變形階段，初生α 相和β 轉變組織均未觀察到沿剪切方向拉長偏轉的現象（圖9（a-2）、（a-3））。如圖9（b-1）所示，當真應變為0.22 時，合金中形成了 長 度 為1477 μm 的ASB（圖9（b-2））。此 時ASB 已發展成為轉變帶，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（圖9（b-3）），轉變帶的寬度為5.7 μm。如圖9（c-1）、（c-2）所示，當真應變達到0.24 時，試樣內部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大致可以分為兩類，第一類判據是通過ASB 的自身特性，如ASB 的萌生時刻（ti）和萌生孕育能（Ei）等進行判定。合金中ASB 的萌生時刻越早，萌生時所需要消耗的能量越少，此時合金的絕熱剪切敏感性越高。在計算ASB 萌生時刻和萌生孕育能前，需假設ASB 萌生后以恒定速率擴展，即同一種合金在單位應變下ASB 的擴展長度相同。ASB 萌生時的臨界真應變（εi）可通過式（3）計算[19]：

式中：ε1和ε2為不同限位環高度下的真應變；s1和s2為不同真應變下的ASB 長度。

ASB 的萌生時刻（ti）和萌生孕育能（Ei）可通過相對應的真應變-時間曲線和真應力-應變曲線獲取。表1 中對兩種合金ASB 萌生時的臨界真應變、萌生時刻和萌生孕育能進行了對比分析。TC17合金中ASB 的萌生時刻較早，這與網籃組織中較多的相界面促進了ASB 的萌生有關。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變、萌生時刻和萌生孕育能Table 1 Critical strain（εi）， initiation time（ti）and localization energy（Ei）of ASBs in TC17 and TC4 alloys at 2000 s-1

第二類判據是以ASB 形成的外界條件作為敏感性的判據，即通過合金在動態壓縮條件下的應力承載時間進行判定。應力承載時間是指從動態變形開始到發生流變應力塌陷的時間，應力承載時間越短，合金越容易發生絕熱剪切破壞，絕熱剪切敏感性越高。應力承載時間可通過真應力-時間曲線進行分析，如圖10 所示。由于兩種合金在1000 s-1應變速率下的試樣均未斷裂，此時未出現應力塌陷，忽略該應變速率下的應力承載時間。TC17 合金在2000、3000 s-1和4000 s-1應變速率下的應力承 載 時 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。兩種合金的應力承載時間均隨著應變速率的增加而縮短，說明高應變速率下合金的絕熱剪切敏感性更高。這是因為隨著應變速率的增加，合金中產生了更多的熱量，熱軟化效應更為顯著，促進了ASB 的萌生[20]。在相同應變速率下，TC17 合金的應力承載時間較短，絕熱剪切敏感性更高。

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

3 結論

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

（2）TC17 合金網籃組織中板條狀α 相形成了大量的相界面，促進了合金中ASB 萌生，且ASB存在分叉的現象，導致合金出現碎塊剝落的現象。TC4 合金雙態組織中初生α 相具有較好的延展性，增加了合金的動態塑性變形能力。另外，規則排列的次生α 相導致相界面數目減少，合金中ASB 的數目較少且難以分叉。

（3）在2000 s-1應變速率下，兩種合金中ASB的長度和平均寬度均隨著真應變的增加而增加。TC17 合金中ASB 的萌生時刻早于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。兩種合金的應力承載時間均隨著應變速率的增加而縮短，說明合金在高應變速率下具有更高的絕熱剪切敏感性。