TC32鈦合金的動態(tài)力學(xué)性能及損傷特點

李明兵，　朱知壽，　王新南，　費(fèi)　躍，　祝力偉，　商國強(qiáng)，　李　靜

(北京航空材料研究院 先進(jìn)鈦合金航空科技重點實驗室， 北京 100095)

?

TC32鈦合金的動態(tài)力學(xué)性能及損傷特點

李明兵，朱知壽，王新南，費(fèi)躍，祝力偉，商國強(qiáng)，李靜

(北京航空材料研究院 先進(jìn)鈦合金航空科技重點實驗室， 北京 100095)

采用分離式霍普金森壓桿技術(shù)對TC32鈦合金片層組織、雙態(tài)組織、網(wǎng)籃組織試樣進(jìn)行了動態(tài)剪切實驗，通過光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡研究了TC32鈦合金不同組織的損傷特點。結(jié)果表明：片層組織、雙態(tài)組織、網(wǎng)籃組織的臨界應(yīng)變率分別為2400 s-1,2700 s-1與2600 s-1，與網(wǎng)籃組織和片層組織相比，雙態(tài)組織具有最優(yōu)的綜合動態(tài)力學(xué)性能。三種組織均觀察到了絕熱剪切帶，并且絕熱剪切破壞都要經(jīng)過微孔洞的形核、長大與相互聯(lián)結(jié)的過程，微孔洞的萌生與長大優(yōu)先沿著絕熱剪切帶與基體的界面位置。片層組織絕熱剪切帶與基體的界面塑性流變特征不明顯，并且在該區(qū)域觀察到了呈快速擴(kuò)展特征的長裂紋。雙態(tài)組織絕熱剪切帶及與基體界面呈纖維狀，周圍組織在劇烈剪切力的作用下呈明顯的塑性流變特征，等軸狀或者橢圓型的初生α相被嚴(yán)重拉長變形，微孔洞也容易在α/β轉(zhuǎn)變基體的界面處形核。網(wǎng)籃組織與雙態(tài)組織的損傷特點類似，但與片層組織和雙態(tài)組織不同的是，當(dāng)網(wǎng)籃組織中具有規(guī)則排列的針狀α相與絕熱剪切帶垂直時，微孔洞也容易在該處萌生。絕熱剪切帶內(nèi)部組織主要是由細(xì)小的等軸晶粒組成，形成機(jī)制尚無統(tǒng)一定論。

鈦合金；絕熱剪切帶；損傷特點

絕熱剪切帶(Adiabatic shear bands，ASBs)是材料或者構(gòu)件在高應(yīng)變加載條件下所形成的高度局域化的狹窄區(qū)，材料或者構(gòu)件一旦出現(xiàn)絕熱剪切帶，就意味著承載能力的下降或者喪失[1-3]。鈦及鈦合金因具有高的比強(qiáng)度、耐蝕以及高應(yīng)變速率吸能特性和抗高速沖擊性等特點，也被廣泛應(yīng)用于坦克、步兵戰(zhàn)車、兩棲突擊車、導(dǎo)彈等武器裝備領(lǐng)域[4-5]；但由于鈦及鈦合金低的熱導(dǎo)率、低加工硬化率等特點，在高速沖擊下經(jīng)常以熱塑性失穩(wěn)[6]的損傷模式失效，屬于絕熱剪切敏感性材料。文獻(xiàn)表明[7-10]，不同組織類型及其參數(shù)是影響鈦合金絕熱剪切破壞的重要因素，在單軸壓縮應(yīng)力狀態(tài)下，雙態(tài)組織較其他類型組織具有更優(yōu)異的綜合動態(tài)力學(xué)性能。絕熱剪切破壞要經(jīng)過絕熱剪切帶內(nèi)微孔洞的形核、長大和相互聯(lián)結(jié)形成裂紋等一系列的演化過程[11]，但現(xiàn)有的理論模型與損傷機(jī)制均與實驗結(jié)果存在較大出入，為了豐富和加深對這一演化的認(rèn)識，本實驗采用分離式Hopkingson壓桿(SHPB)技術(shù)，采用φ5 mm×5 mm的圓柱形試樣對鈦合金不同組織的動態(tài)力學(xué)性能及絕熱剪切帶損傷特征加以研究與描述。

1　實　驗

實驗用TC32鈦合金為北京航空材料研究院研制的新型高性能低成本鈦合金，直徑為φ185 mm棒材分別經(jīng)不同鍛造工藝與熱處理制度得到片層組織、雙態(tài)組織與網(wǎng)籃組織，然后沿棒材軸向取φ5 mm×5 mm的圓柱形試樣進(jìn)行動態(tài)壓縮實驗。

實驗在北京理工大學(xué)動態(tài)力學(xué)實驗室的φ14.5 mm分離式Hopkingson壓桿(SHPB)上進(jìn)行。將動態(tài)壓縮實驗后的圓柱形試樣沿縱剖面切開，制備金相試樣。Kroll金相腐蝕劑體積分?jǐn)?shù)配比為HF ∶HNO3∶H2O=1 ∶2 ∶50。采用LEICA DMI3000 M倒立型光學(xué)顯微鏡與JSM-5600LV型掃描電鏡觀察合金金相顯微組織與絕熱剪切帶形貌。

2　結(jié)果與分析

2.1原始組織

圖1(a)～(c)分別為TC32鈦合金片層組織、雙態(tài)組織與網(wǎng)籃組織金相照片。片層組織其特征是具有粗大的等軸原始β晶粒，晶粒尺寸約為250 μm，β晶界清晰可見，晶粒內(nèi)部片狀α/β相呈規(guī)則排列。雙態(tài)組織其特征是在呈層片狀的β轉(zhuǎn)變基體上分布著不連續(xù)的初生α相，含量約為25%，絕大多數(shù)的初生α相呈等軸狀或橢圓狀，尺寸約為5 μm，少量呈短棒型。網(wǎng)籃組織其特征是無原始β晶界，原始β晶粒內(nèi)部的α相編織成網(wǎng)籃結(jié)構(gòu)，針狀α相寬度約為1.6 μm。

圖1　TC32鈦合金原始組織　(a)片層組織；(b)雙態(tài)組織；(c)網(wǎng)籃組織Fig.1　Original microstructures of TC32 alloys　(a)lamellar microstructure; (b)bimodal microstructure; (c)basket microstructure.

2.2動態(tài)力學(xué)性能

為了得到TC32鈦合金三種組織相應(yīng)的臨界應(yīng)變率，分別對不同組織類型的圓柱形試樣在多個加載速率下進(jìn)行沖擊加載實驗。實驗得到片層組織、雙態(tài)組織與網(wǎng)籃組織的臨界應(yīng)變率分別為2400 s-1,2700 s-1與2600 s-1。圖2為TC32鈦合金三種組織在臨界應(yīng)變率下的動態(tài)真應(yīng)力-應(yīng)變曲線。表1為TC32鈦合金三種組織在各自的臨界應(yīng)變率下的流變應(yīng)力、斷裂應(yīng)變和剪切失效前的耗能計算值。結(jié)合圖2與表1可以看出，在該條件下，剪切失效前的耗能：雙態(tài)組織>網(wǎng)籃組織>片層組織。雖然網(wǎng)籃組織與雙態(tài)組織和片層組織相比有些許的強(qiáng)度優(yōu)勢，但雙態(tài)組織具有最優(yōu)的綜合動態(tài)力學(xué)性能。

圖2　TC32鈦合金不同組織在臨界應(yīng)變率下的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.2　True stress-strain curves of different microstructures in TC32 alloy at critical strain rate

MicrostructuresCriticalstrainrate/s-1Flowstress/MPaFailurestrain/%Energyabsorbed/(MJ·m-3)Lamellar24001595.219.6312.7Bimodal27001622.721.1342.8Basket26001681.918.0302.8

2.3損傷特性

2.3.1片層組織

圖3　片層組織在應(yīng)變率為2200 s-1時的絕熱剪切帶與微孔洞Fig.3　ASBs and microvoids in lamellar microstructure at strain rate of 2200 s-1

圖3為片層組織在應(yīng)變率為2220 s-1時的掃描電鏡照片。從中可以看出，在該應(yīng)變速率條件下，試樣產(chǎn)生了呈直線型的絕熱剪切帶，絕熱剪切帶橫穿整個原始等軸β晶粒，剪切帶周圍塑性流變特征不明顯，而在絕熱剪切帶的某些位置，出現(xiàn)了橢圓形的微孔洞。如圖3所示，微孔洞3形核時間早于微孔洞1與微孔洞2，并且其長大速率明顯大于微孔洞1與微孔洞2，而隨著絕熱剪切的進(jìn)行，微孔洞3會迅速長大并最終與微孔洞1與微孔洞2聯(lián)結(jié)起來成為尺寸約為210 μm的超大孔洞。特別值得一提的是，在更高的放大倍數(shù)下可以發(fā)現(xiàn)，片層組織中的微孔洞優(yōu)先沿著絕熱剪切帶與基體界面位置長大(如圖4橢圓圈所示)。圖5(a)與(b)分別列出了片層組織在應(yīng)變率為2190 s-1與2770 s-1時的金相照片。可以發(fā)現(xiàn)，隨著應(yīng)變速率的提高，其絕熱剪切帶的寬度明顯增加，并且會出現(xiàn)絕熱剪切帶分叉的現(xiàn)象；更重要的是，在絕熱剪切帶中超大孔洞的前沿位置，會發(fā)現(xiàn)有長裂紋產(chǎn)生，裂紋沿著絕熱剪切帶與基體界面呈快速擴(kuò)展的特征。結(jié)合圖4與圖5可以推測，在片層組織中，絕熱剪切帶與基體的界面是微孔洞長大與裂紋快速擴(kuò)展的薄弱區(qū)。

圖4　片層組織中微孔洞沿著絕熱剪切帶與基體界面長大Fig.4　Microvoids growth at the interface between ASBs and matrix in lamellar microstructure at strain rate of 2200 s-1

圖5　片層組織在不同應(yīng)變率時的裂紋擴(kuò)展特征Fig.5　Characteristics of crack growth at the interface between ASBs and matrix in lamellar microstructure at different strain rate　(a)2190 s-1；(b)2770 s-1

2.3.2雙態(tài)組織

圖6(a)與(b)分別為雙態(tài)組織在應(yīng)變率為2220 s-1時的金相照片與掃描電鏡照片。從圖6(a)可以發(fā)現(xiàn)，在該應(yīng)變率下，雙態(tài)組織也發(fā)生了絕熱剪切破壞，絕熱剪切帶呈直線型的白亮帶，在絕熱剪切帶的某些位置，也發(fā)現(xiàn)了微孔洞的產(chǎn)生。圖6(b)為微孔洞在更大放大倍數(shù)下的掃描電鏡照片，發(fā)現(xiàn)絕熱剪切帶及與基體的過渡區(qū)域呈纖維狀，周圍組織在劇烈剪切力的作用下呈明顯的塑性流變特征，等軸狀或者橢圓型的初生α相被嚴(yán)重拉長變形。在掃描電鏡下進(jìn)一步的觀察發(fā)現(xiàn)，微孔洞的形核位置也很有特點(如圖7所示)。圖7(a)說明了微孔洞形核位置位于α/β轉(zhuǎn)變基體的界面處；而圖7(b)則說明了微孔洞易在絕熱剪切帶與基體界面形核。從圖6與圖7可以得知，雙態(tài)組織在剪切力的作用下初生α相與β轉(zhuǎn)變基體會發(fā)生塑性流動，而β轉(zhuǎn)變基體相對較軟，會首先發(fā)生塑性變形，從而導(dǎo)致初生α相與β轉(zhuǎn)變基體的協(xié)調(diào)變形能力不一致，微孔洞容易在α/β轉(zhuǎn)變基體的界面處產(chǎn)生，其次，與片層組織類似，絕熱剪切帶與基體界面也屬于薄弱區(qū)，容易萌生微孔洞。圖8為雙態(tài)組織在應(yīng)變率為2580 s-1時的掃描電鏡照片。圖8表明，在雙態(tài)組織中也會發(fā)生微孔洞長大與聯(lián)結(jié)的現(xiàn)象，并且微孔洞優(yōu)先沿著絕熱剪切帶與基體界面處萌生與長大(如橢圓圈所示)。

2.3.3網(wǎng)籃組織

圖9(a)與(b)分別為網(wǎng)籃組織在應(yīng)變率為2020 s-1與2540 s-1下的掃描電鏡照片?？梢钥闯?，試樣都發(fā)生了絕熱剪切破壞，圖9(a)則表明，網(wǎng)籃組織的絕熱剪切破壞也要經(jīng)過微孔洞的形核、長大和相互聯(lián)結(jié)形成裂紋等一系列的演化過程；圖9(b)可以看出，網(wǎng)籃組織中的絕熱剪切帶及與基體的界面呈纖維狀，針狀α相在剪切力的作用下呈明顯的塑性流變特征，并且微孔洞也傾向于在絕熱剪切帶與基體界面處形核(如橢圓圈所示)，這一點與雙態(tài)組織類似。圖10(a)與(b)分別為網(wǎng)籃組織在應(yīng)變率為2220 s-1時的金相照片與掃描電鏡照片，圖10(b)為圖10(a)橢圓圈處的局部放大圖。圖10(a)可以明顯看出，呈編制狀的針狀α相在剪切力的作用下發(fā)生塑性變形，而當(dāng)具有規(guī)則排列的針狀α相與絕熱剪切垂直時，由于變形協(xié)調(diào)能力的降低，微孔洞的萌生幾率大大增加(如圖11(b)所示)。

圖6　雙態(tài)組織在應(yīng)變率為2200 s-1時的絕熱剪切帶與微孔洞Fig.6　ASBs and microvoids in bimodal microstructure at strain rate of 2200 s-1　(a)OM;(b)SEM

圖7　雙態(tài)組織中微孔洞的形核位置Fig.7　Microvoids nucleation sites in bimodal microstructure　(a)at the α/β phase boundaries; (b)at the interface between ASBs and matrix

圖8　雙態(tài)組織在應(yīng)變率為2580 s-1時的絕熱剪切帶與微孔洞Fig.8　ASBs and microvoids in bimodal microstructure at strain rate of 2580 s-1

由以上實驗可知，TC32鈦合金片層、雙態(tài)與網(wǎng)籃組織在高應(yīng)變率下均觀察到了絕熱剪切帶，并且破壞都要經(jīng)過絕熱剪切帶內(nèi)微孔洞的形核、長大和相互聯(lián)結(jié)形成微裂紋的過程，微孔洞都優(yōu)先沿著絕熱剪切帶與基體的界面形核與長大。片層組織絕熱剪切帶與基體的界面塑性流變特征不明顯，并且在該區(qū)域觀察到了呈快速擴(kuò)展特征的長裂紋。雙態(tài)組織絕熱剪切帶及與基體的界面呈纖維狀，周圍組織在劇烈剪切力的作用下呈明顯的塑性流變特征，等軸狀或者橢圓型的初生α相被嚴(yán)重拉長變形，微孔洞也容易在α/β轉(zhuǎn)變基體的界面處形核。網(wǎng)籃組織與雙態(tài)組織類似，但與片層組織和雙態(tài)組織不同的是，網(wǎng)籃組織中具有規(guī)則排列的針狀α相與絕熱剪切帶垂直時，該區(qū)的形變協(xié)調(diào)能力大大降低，微孔洞也容易在該處萌生，由此也可以推測，組織均勻性對鈦合金在高速沖擊下的絕熱剪切破壞有重要影響。

對絕熱剪切帶的內(nèi)在本質(zhì)了解，也是隨著觀測手段的不斷發(fā)展而逐漸加深。Shahan等[12]的綜述中就曾提到，對于(α+β)兩相鈦合金，絕熱剪切帶內(nèi)部由極細(xì)的等軸晶粒、中間熱影響區(qū)以及外部基體三部分區(qū)域組成。楊卓越[13]在絕熱剪切帶微觀結(jié)構(gòu)綜述就指出，大多數(shù)絕熱剪切帶中心微觀組織具有共同的特征，即中心都為非常細(xì)小的等軸組織，與基體差異較大，微觀組織的變化主要體現(xiàn)在基體組織重新取向、碎化程度逐漸減小、位錯等缺陷密度逐漸降低，并且這種近似連續(xù)的變化使得難以確定其界限。Meyers等[14-15]利用透射電鏡研究了純鈦中絕熱剪切帶的精細(xì)結(jié)構(gòu)，他在絕熱剪切帶附近觀察到了高密度位錯以及形變孿晶，而絕熱剪切帶是由具有清晰大角度晶界的微小晶粒組成(尺寸為0.05～0.3 μm)，隨后，Chichili等[16]與Yang等[17]也對純鈦做了相關(guān)研究，得出類似的結(jié)論。而在鈦合金研究方面，Peirs等[18]研究了(α+β)型合金Ti-6Al-4V中絕熱剪切帶的精細(xì)結(jié)構(gòu)，透射電鏡觀察表明在絕熱剪切帶內(nèi)部及周圍，出現(xiàn)了嚴(yán)重被拉長的晶粒、納米級的等軸晶粒、馬氏體結(jié)構(gòu)相及孿晶。Sun等[19]利用FIB直接截取了Ti-6Al-4V不同組織中的絕熱剪切帶，透射電鏡觀察發(fā)現(xiàn)絕熱剪切帶是由等軸晶粒與呈條紋狀的亞晶粒組成。Yang等[20]也利用透射電鏡觀察了近β合金Ti-1300中絕熱剪切帶的精細(xì)結(jié)構(gòu)，結(jié)果顯示在絕熱剪切帶周圍出現(xiàn)了寬度為0.2～0.4 μm的被拉長的亞晶，而在絕熱剪切帶內(nèi)部，則觀察到比基體小3個數(shù)量級的等軸亞晶粒，并且觀察到了熱ω相。而有關(guān)絕熱剪切帶的形成機(jī)制問題，以上研究人員都傾向于動態(tài)再結(jié)晶、旋轉(zhuǎn)動態(tài)再結(jié)晶等機(jī)制，但受有關(guān)理論研究與實驗技術(shù)的限制，仍然存在諸多爭論，至今沒有統(tǒng)一的定論。

圖9　網(wǎng)籃組織在不同應(yīng)變率時的絕熱剪切帶與微孔洞Fig.9　ASBs and microvoids in basket microstructure at different strain rate　(a)2020 s-1；(b)2540 s-1

圖10　網(wǎng)籃組織中微孔洞的形核位置　(a)低倍；(b)高倍Fig.10　Microvoids nucleation sites in basket microstructure　(a)low magnification;(b)high magnification

本實驗只針對三種不同組織類型的動態(tài)力學(xué)性能及損傷特點進(jìn)行了對比，得出了具有雙態(tài)組織的TC32鈦合金具有最佳的動態(tài)力學(xué)性能。下一步將對雙態(tài)類型的組織參數(shù)進(jìn)行優(yōu)化，以便獲得最優(yōu)的抗高速損傷性能。

3　結(jié)　論

(1)TC32鈦合金片層、雙態(tài)與網(wǎng)籃組織的臨界應(yīng)變率分別為2400 s-1，2700 s-1與2600 s-1，雙態(tài)組織與其他兩種組織相比具有最優(yōu)的綜合動態(tài)力學(xué)性能。

(2)TC32鈦合金片層、雙態(tài)與網(wǎng)籃組織在高應(yīng)變率下均觀察到了絕熱剪切帶，并且破壞都要經(jīng)過絕熱剪切帶內(nèi)微孔洞的形核、長大和相互聯(lián)結(jié)形成微裂紋的過程，微孔洞都優(yōu)先沿著絕熱剪切帶與基體的界面形核與長大。片層組織絕熱剪切帶與基體區(qū)域觀察到了呈快速擴(kuò)展特征的長裂紋。雙態(tài)組織絕熱剪切帶周圍初生α相被嚴(yán)重拉長變形，微孔洞也容易在α/β轉(zhuǎn)變基體的界面處形核。網(wǎng)籃組織中具有規(guī)則排列的針狀α相與絕熱剪切帶垂直時，微孔洞也容易在該處萌生。組織均勻性對鈦合金在高速沖擊下的絕熱剪切破壞有重要影響。

(3)絕熱剪切帶內(nèi)部組織主要是由細(xì)小的等軸晶粒組成，形成機(jī)制尚無統(tǒng)一定論。

[1] 楊楊，程信林. 絕熱剪切帶的研究現(xiàn)狀及發(fā)展趨勢[J]. 中國有色金屬學(xué)報，2002，12(3):401-408.

(YANG Y, CHENG X L. Current status and trends in trends in researches on adiabatic shearing[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2002, 12(3): 401-408.)

[2] 譚成文，王富恥，李樹奎. 絕熱剪切變形局部化研究進(jìn)展及發(fā)展趨勢[J]. 兵器材料科學(xué)與工程，2003，26(5)：62-67.

(TAN C W, WANG F C, LI S K. Progresses and trends in researches on adiabatic shear deformation[J]. Ordnance Metal Science and Engineering, 2003, 26(5): 62-67. )

[3] 肖大武，李英雷，蔡靈倉. 絕熱剪切研究進(jìn)展[J]. 試驗力學(xué)，2010，25(4)：463-475.

(XIAO D W, LI Y L, CAI L C. Progress in research on adiabatic shearing[J]. Journal of Experimental Mechanics, 25(4): 463-475.)

[4] MONTGOMERY S, WELLS G H, ROOPCHAND B,etal. Low-cost titanium armors for combat vehicles[J]. Journal of Metals, 1997, 49(5): 45-47.

[5] 黃虹. 美國和俄羅斯研究與開發(fā)鈦及其合金在坦克中的應(yīng)用[J]. 稀有金屬與硬質(zhì)合金，2002，30(3)：45-47.

(HUANG H. Application of USA and Russian development titanium and its alloys in tank[J]. Rare Metals and Cemented Carbides, 1997, 49(5): 45-47.)

[6] ZENER C, HOLLOMON J H. Effect of strain rate upon plastic flow of steel[J]. J Appl Mech,1944,15(1):22-32.

[7] ZHENG C, WANG F C, CHENG X W,etal. Effect of microstructures on ballistic impact property of Ti-6Al-4V targets[J]. Materials Science and Engineering A, 2014, 608: 53-62.

[8] 譚成文，劉新芹，陳志永，等. Ti-6Al-4V合金絕熱剪切敏感性與臨界應(yīng)變率關(guān)系研究[J]. 稀有金屬材料與工程，2008，37(8)：1400-1402.

(TANG C W, LIU X Q, CHEN Z Y,etal. Study on the relationship between adiabatic shear susceptivity and critical fracture velocity for Ti-6Al-4V alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2008, 37(8): 1400-1402.)

[9] 陳洋，裴傳虎，李臻熙，等. α+β鈦合金在高應(yīng)變率下的動態(tài)力學(xué)性能[J]. 航空材料學(xué)報，2013，33(6)：8-12.

(CHEN Y, PEI C H, LI Z X,etal. Dynamic mechanical behavior of α+β titanium alloys at high strain rate[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2013, 33(6): 8-12.)

[10] LEE D G, LEE S, LEE C S. Quasi-static and dynamic deformation behavior of Ti-6Al-4V alloy containing fine α-Ti3Al precipitates[J]. Materials Science and Engineering A, 2004, 366: 25-37.

[11] 譚成文，王富恥，李樹奎，等. 絕熱剪切帶內(nèi)微孔洞演化規(guī)律研究[J]. 兵工學(xué)報，2004，25(2)：197-199.

(TAN C W, WANG F C, LI S K,etal. Micro-void evolution in the adiabatic shear bands[J]. ACTA Armamentarii, 2004, 25(2): 197-199.)

[12] SHAHAN A R. TAHERI A K. Adiabatic shear bands in titanium and titanium alloys: a critical review[J]. Material and Design, 1993, 14(4): 243-250.

[13] 楊卓越，趙家萍. 金屬材料中絕熱剪切帶微觀結(jié)構(gòu)綜述[J]. 華北工學(xué)院學(xué)報，1995,16(4)：327-333.

(YANG Z Y, ZHAO J P. The review of the microstructure of adiabatic shear bands in metallic materials[J]. Journal of North China Institute of Technology, 1995, 16(4): 327-333.)

[14] MEYERS M A, PAK H R. Observation of an adiabatic shear band in titanium by high-voltage transmission electron microscopy[J]. Acta Metall, 1986, 34(12): 2493-2499.

[15] MEYERS M A, SUBHASH G, KAD B K,etal. Evolution of microstructure and shear-band formation in α-hcp titanium[J]. Mechanics of Material, 1994, 17: 175-193.

[16] CHICHILI D R, RAMESH K T, HEMKER K J. Adiabatic shear localization in α-titanium experiments, modeling and microstructural evolution[J]. Journal of the Mechanics and Physics of Solids, 2004, 52: 1889-1909.

[17] YANG Y, WANG B F. Dynamic recrystallization in adiabatic shear band inα-titanium[J]. Material Letters, 2006, 60:2198-2202.

[18] PEIRS J, TIRRY W, AMIN-AHMADI B,etal. Microstructure of adiabatic shear bands in Ti6Al4V[J]. Materials Characterization, 2013, 75: 79-92.

[19] SUN K, YU X D, TAN C W,etal. Effect of microstructure on adiabatic shear band bifurcation in Ti-6Al-4V alloys under ballistic impact[J]. Materials Science and Engineering A, 2014, 595: 247-256.

[20] YANG Y, JIANG F, ZHOU B M,etal. Microstructural characterization and evolution mechanism of adiabatic shear band in a near beta-Ti alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2011, 528: 2787-2794.

(責(zé)任編輯：張崢)

Investigation of Dynamic Mechanical Behavior and Damage Characteristics in TC32 Alloy

LI Mingbing,ZHU Zhishou,WANG Xinnan,FEI Yue,ZHU Liwei,SHANG Guoqiang,LI Jing

(Aviation Key Laboratory of Science and Technology on Advanced Titanium Alloys, Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095,China)

The dynamic shearing experiment was been done by using split Hopkinson pressure bar(SHPB) technique in TC32 alloy with lamellar, bimodal and basket microstructures. The damage Characteristics of TC32 alloy was investigated by using optical microscope(OP) and scanning electron microscopy(SEM). The results show that the critical fracture velocity is 2400 s-1, 2700 s-1, and 2600 s-1for lamellar, bimodal, and basket microstructures respectively. The bimodal microstructure exhibit the best Dynamic mechanical behavior compared with the other two microstructures. Adiabatic shear bands(ASBs) and microvoids initiation, growth, and coalescence to damage in adiabatic shear bands(ASBs) were observed in all of three microstructures. Also, microvoids initiation and growth are prior to the interface between ASBs and matrix. Investigation indicated that plastic flow characteristic is not obvious at the interface between ASBs and matrix, which observed long crack in lamellar microstructure. In bimodal microstructure, fibrous a adiabatic shear bands(ASBs) and surrounding region are shown. Because of strong shear deformation, the plastic flow characteristic appears clearly, and primary α phase was elongated. Microvoids initiation is also prior to the α/β phase boundaries. The damage characteristics of basket microstructure are similar to bimodal microstructure. But unlike lamellar and basket microstructures, the microvoids are initiatied when the acicular primary α phase arranged in order is perpendicular to the adiabatic shear bands(ASBs) in lamellar microstructure. ASBs is mostly consisted of equiaxed grains, and the deformation mechanism still wasn't defined.

titanium alloy; adiabatic shear band; damage characteristics

2015-09-26；

2016-02-26

朱知壽(1966—)，男，博士,研究員，主要從事航空鈦合金及應(yīng)用技術(shù)研究，(E-mail)zhuzzs@126.com。

10.11868/j.issn.1005-5053.2016.5.002

TG146.2

A

1005-5053(2016)05-0007-07