鈦及鈦合金具有高的抗拉強(qiáng)度和抗疲勞強(qiáng)度、低的彈性模量、低密度以及良好的抗腐蝕性能，被廣泛應(yīng)用于航空航天、海洋工程以及生物醫(yī)學(xué)領(lǐng)域[1,2]。Ti80合金是我國(guó)自行研發(fā)的875MPa級(jí)近α型鈦合金，其名義成分為Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo（質(zhì)量分?jǐn)?shù),%），合金元素的添加使其比傳統(tǒng)船用TC4合金具有更優(yōu)良的耐蝕性、強(qiáng)韌性、可焊性等突出優(yōu)勢(shì)，被廣泛應(yīng)用于船舶的受力結(jié)構(gòu)、深海潛水器的外部抗壓的殼層及艦艇上焊接部位等[3-8]。Ti80合金的力學(xué)性能受微觀組織特征的影響很大，例如α和β相的體積分?jǐn)?shù)和形態(tài)、晶粒大小和晶粒取向、強(qiáng)化沉淀物的分布[9,10]。其熱加工過(guò)程中的組織演變與合金成分、加工參數(shù)（變形溫度和應(yīng)變速率）等密切相關(guān)[11-20]。

除此之外，鈦合金的熱加工過(guò)程中存在等軸組織、網(wǎng)籃組織、層片組織等諸多組織形態(tài)。Song等[21]研究了TA5-A鈦合金，結(jié)果表明在兩相區(qū)進(jìn)行熱加工，獲得晶粒細(xì)小等軸組織，具有良好的室溫塑性[21]。Zhou教授等[22]的研究表明，具有等軸組織、網(wǎng)籃組織以及β轉(zhuǎn)變基體的混合組織表現(xiàn)出良好強(qiáng)度和塑性的綜合性能。因此，需要建立熱加工工藝-組織特征與力學(xué)性能的關(guān)系，進(jìn)而實(shí)現(xiàn)最佳的綜合力學(xué)性能。

本研究以Ti80合金為研究對(duì)象，考察不同變形溫度和應(yīng)變速率條件下Ti80合金的組織演化規(guī)律及應(yīng)力-應(yīng)變曲線變化規(guī)律，建立熱加工圖。采用450型異步熱軋?jiān)囼?yàn)軋機(jī)進(jìn)行Ti80合金不同軋制溫度下板材制備。考察Ti80合金熱軋板材的微觀組織演化規(guī)律以及力學(xué)性能，確定不同微觀組織對(duì)力學(xué)性能的影響及其斷裂行為，為Ti80合金的最優(yōu)組織調(diào)控提供理論指導(dǎo)。

1、實(shí)驗(yàn)

所用材料為Ti80合金（Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo，質(zhì)量分?jǐn)?shù),%,下同）。使用線切割將材料加工為Φ8mm×12mm的圓柱形試樣、50mm×50mm×100mm的塊狀試樣。熱壓縮試驗(yàn)選擇在Gleeble-3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行不同變形溫度（800~1050℃）的熱壓縮試驗(yàn)；應(yīng)變速率為0.01、0.1、1、5和10s^-1。熱軋?jiān)囼?yàn)在450型雙輥異步熱軋?jiān)囼?yàn)軋機(jī)上進(jìn)行，分別在軋制溫度950℃、初軋溫度1060℃，終軋溫度950℃、以及在軋制溫度1060℃進(jìn)行軋制，最終軋制變形量為80%。室溫拉伸試驗(yàn)在型號(hào)為4206-006的10t試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。

2、結(jié)果與分析

2.1Ti80合金原始組織與相變點(diǎn)分析

圖1為Ti80合金原始組織SEM照片。其組織為等軸α相和β轉(zhuǎn)變組織（層片狀次生相αs以及層片狀β相）所組成的以β轉(zhuǎn)變組織為基體的雙態(tài)組織。圖中灰色襯度為α相，亮白色襯度為β相。原始組織中等軸的α相與β轉(zhuǎn)變基體分布均勻。等軸α相晶粒平均尺寸為10.7μm，占比為53.9%，β相占比為23.9%，次生相αs占比為21.2%。從圖1中右側(cè)組織照片可以清晰地觀察到層片狀的β相以及次生相αs，以及層片狀的β轉(zhuǎn)變基體。

圖2為Ti80合金的DSC曲線，向上為吸熱，向下為放熱，升溫速率為20℃/min。如箭頭所示為Ti80合金的β轉(zhuǎn)變結(jié)束點(diǎn)，最終確定該合金的相變點(diǎn)溫度為1027℃（±20℃）。表1為Ti80合金添加合金元素以及雜質(zhì)元素的實(shí)際含量。

2.2Ti80合金熱變形行為及加工圖

圖3為不同變形溫度和應(yīng)變速率下Ti80合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線、加工硬化曲線和峰值應(yīng)力。如圖3所示，在應(yīng)變速率相同的條件下，溫度越高，其變形抗力越小。在溫度較低時(shí)，材料變形時(shí)其流變應(yīng)力急劇增高達(dá)到峰值應(yīng)力后緩慢降低，其曲線具有典型的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶特征[23]。其原因是在變形階段初期，位錯(cuò)密度增加速度快，需要較高的能量來(lái)啟動(dòng)位錯(cuò)，引起了應(yīng)變硬化。而位錯(cuò)的交滑移和攀移等引起的軟化作用不足以補(bǔ)償位錯(cuò)密度增加帶來(lái)的硬化。因此，流動(dòng)應(yīng)力以較快的速度增大，出現(xiàn)峰值。隨著應(yīng)變的繼續(xù)增加，材料中積累了較多的畸變能開始發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。與此同時(shí)，隨著變形量的增加，材料中的空位濃度也會(huì)增加，這些因素都會(huì)引起材料的軟化，軟化作用大于硬化作用在應(yīng)力-應(yīng)變曲線上表現(xiàn)為應(yīng)力緩慢下降。當(dāng)變形溫度為950℃及以上時(shí)，材料變形時(shí)其流變應(yīng)力增高到某一數(shù)值后基本保持不變，具有典型的回復(fù)特征[23]，其原因主要與螺型位錯(cuò)的交滑移和與擴(kuò)散有關(guān)的刃型位錯(cuò)的攀移有關(guān)。如圖3中顯示了不同應(yīng)變速率以及變形溫度下材料的加工硬化率，觀察到加工硬化率隨應(yīng)變速率的增加而增加，隨變形溫度的升高而減小，表明材料的加工硬化率對(duì)溫度以及應(yīng)變速率敏感。圖3f顯示了不同條件下材料的峰值應(yīng)力。可以明顯看出，峰值應(yīng)力隨應(yīng)變速率的增加而增加，隨變形溫度的增加而減小。

其峰值應(yīng)力所對(duì)應(yīng)的應(yīng)變量也隨峰值應(yīng)力的降低而減小，這可以反映動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的臨界應(yīng)變隨溫度的升高而向低應(yīng)變移動(dòng)，隨應(yīng)變速率的增加而向高應(yīng)變移動(dòng)[24]。變形速率越小，材料內(nèi)部的位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)有充分的時(shí)間解離、拆散、轉(zhuǎn)移形成大角度晶界，進(jìn)而形成再結(jié)晶晶核。當(dāng)應(yīng)變速率較大時(shí)，只有通過(guò)加大變形量才能促進(jìn)位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，實(shí)現(xiàn)再結(jié)晶晶核的形成，再結(jié)晶臨界應(yīng)變向更高的應(yīng)變移動(dòng)[23]。另外，在相變點(diǎn)附近存在較低的峰值應(yīng)力，特別是在變形溫度超過(guò)900℃時(shí)，材料的峰值應(yīng)力存在大幅度降低的情況。

在應(yīng)變速率為0.01s^-1時(shí)，其峰值應(yīng)力從900℃的51MPa降低到950℃的26MPa，在應(yīng)變速率為10s^-1時(shí)，其峰值應(yīng)力從900℃的256MPa降低到950℃的126MPa，進(jìn)一步表明變形溫度對(duì)Ti80合金的變形抗力有很大的影響。

依據(jù)動(dòng)態(tài)材料模型DMM建立了TI80合金的熱加工圖，圖4為Ti80合金在應(yīng)變?chǔ)?0.2和ε=0.6的熱加工圖。應(yīng)變?yōu)?.2~0.6時(shí)的熱加工圖的輪廓變化不大，并且2種應(yīng)變的功率耗散值分布情況和大小基本一致。從圖中看其功率耗散系數(shù)η的變化范圍很大（8%~65%）；η最大值出現(xiàn)在變形溫度800和1000℃、應(yīng)變速率0.01~0.1s^-1區(qū)域；η最小值出現(xiàn)在高應(yīng)變速率800~970℃、應(yīng)變速率0.1~1s^-1區(qū)域。穩(wěn)定變形區(qū)為加工圖中失穩(wěn)變形區(qū)以外的部分。在加工圖中，η值較高的區(qū)域一般對(duì)應(yīng)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、動(dòng)態(tài)回復(fù)和超塑性變形等穩(wěn)定變形區(qū)，η值越大，表明用于組織演變的功率耗散越多，材料的可加工性就越好，η值較高的區(qū)域往往對(duì)應(yīng)著最佳的加工性能。但是，材料的可加工性能并不是嚴(yán)格的依賴于功率耗散系數(shù)，因?yàn)樵诩庸なХ€(wěn)區(qū)功率耗散系數(shù)也可能會(huì)很高，如圖4a的區(qū)域Ⅳ和圖4b的區(qū)域Ⅴ。圖4a熱加工圖穩(wěn)定變形區(qū)中顯示出2個(gè)峰值η區(qū)域，1個(gè)在α+β兩相區(qū)，另1個(gè)跨越β相變點(diǎn)，具體位置如圖4a所示。圖4b熱加工圖穩(wěn)定變形區(qū)中顯示出3個(gè)峰值η區(qū)域，1個(gè)在α+β兩相區(qū)，1個(gè)跨越β相變點(diǎn)，最后1個(gè)在β單相區(qū)，具體如圖4b所示。其峰值區(qū)域都在低的應(yīng)變速率范圍出現(xiàn)0.55以上的η值，在該區(qū)域適宜熱加工。Ti80合金應(yīng)選擇在溫度800~920℃、920~1050℃、應(yīng)變速率0.01~0.1s-1范圍內(nèi)變形，此時(shí)功率耗散值大于0.55，為Ti80合金最佳的穩(wěn)定變形區(qū)。

2.3Ti80合金熱變形過(guò)程的微觀組織演化規(guī)律分析

圖5為Ti80合金不同應(yīng)變速率和不同變形溫度下的微觀組織。橫向?yàn)門i80合金不同應(yīng)變速條件下的微觀組織變化，縱向?yàn)門i80合金不同變形溫度條件下的微觀組織變化。較低的變形溫度條件下或者接近相變點(diǎn)附近較高的應(yīng)變速率條件下，等軸α相都可以穩(wěn)定存在。變形溫度較高時(shí)，微觀組織中的等軸α相完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪唷Ｔ谳^低應(yīng)變速率條件下，β相晶粒粗大，晶界附近富集的α較少，高應(yīng)變速率條件下，β晶粒尺寸明顯減小，晶粒內(nèi)α集束增多。

變形溫度為800℃時(shí)，隨著應(yīng)變速率的增加等軸α相的形態(tài)也發(fā)生明顯變化。應(yīng)變速率為10s^-1時(shí)，等軸α相晶粒晶界明顯，并且晶粒多為蠕蟲狀。變形溫度為900℃、應(yīng)變速率0.01s^-1時(shí)，等軸α相晶粒形態(tài)存在大塊狀、蠕蟲狀以及小顆粒狀晶粒尺寸差別大，其原因?yàn)閼?yīng)變速率低，變形時(shí)間長(zhǎng)，等軸α相部分溶解，β轉(zhuǎn)變基體分?jǐn)?shù)增大[25]。β轉(zhuǎn)變基體中部分次生αs聚集由層片狀轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀以及球狀，基體中層片狀的β相體積分?jǐn)?shù)減少[26]。隨著應(yīng)變速率的升高，Ti80合金的組織中等軸α相體積分?jǐn)?shù)先增加后減少，形態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S狀，晶粒尺寸持續(xù)減小。β轉(zhuǎn)變基體中β相體積分?jǐn)?shù)增加，應(yīng)變速率越高，β相體積分?jǐn)?shù)越多。變形溫度950℃、應(yīng)變速率0.01s^-1時(shí)，由于應(yīng)變速率低，變形過(guò)程持續(xù)時(shí)間長(zhǎng)，等軸α相溶解形成β晶粒且其晶粒中存在大量的次生的αs相，晶界附近也富集大量的α相。根據(jù)有關(guān)學(xué)者的研究，對(duì)于鈦合金在兩相區(qū)保溫時(shí)間主要影響次生相αs體積分?jǐn)?shù)及β轉(zhuǎn)變基體的形態(tài)以及體積分?jǐn)?shù)[25]。隨著應(yīng)變速率的升高，組織中等軸α相體積分?jǐn)?shù)呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì)。由圖2的DSC曲線表明，在958℃時(shí)已經(jīng)開始存在α相向β相的轉(zhuǎn)變，溫度越高轉(zhuǎn)變的體積分?jǐn)?shù)越大。當(dāng)溫度為1000℃，應(yīng)變速率為0.01s^-1時(shí)，其溫度已經(jīng)處于β相變點(diǎn)附近，變形時(shí)間較長(zhǎng)，最終組織為粗大的β相組織。隨著應(yīng)變速率的升高，β相晶粒尺寸不斷減小，在應(yīng)變速率為1s^-1時(shí)，微觀組織中出現(xiàn)α相并以層片狀存在于β晶粒中。當(dāng)應(yīng)變速率增加到10s^-1時(shí)，其應(yīng)變速率快，組織轉(zhuǎn)變不完全，微觀組織中存在較少體積分?jǐn)?shù)的等軸α相晶粒，β晶粒內(nèi)部為層片結(jié)構(gòu)，次生的層片狀αs粗大，層片間為β相，晶界附近富集大量的α相。當(dāng)變形溫度升高到1050℃時(shí)，隨著應(yīng)變速率的增加，組織由粗大的β相晶粒逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)閷悠M織，其晶粒為長(zhǎng)條狀晶粒中存在大量縱橫交錯(cuò)的α集束。

圖6為Ti80合金在應(yīng)變速率為0.1s-1條件下相變點(diǎn)附近的微觀組織形貌。其中圖6a、6b、6c為光學(xué)顯微鏡照片，圖6a1、6b1、6c1為掃描電鏡組織照片。在800℃時(shí)，通過(guò)金相照片觀察可以看到其微觀組織為等軸組織，由等軸α相和β轉(zhuǎn)變基體組成。相較于原始組織其α相晶粒大小均勻，無(wú)明顯的方向性，β轉(zhuǎn)變基體中存在均勻分布的層片狀的次生αs相。在950℃時(shí)組織為雙態(tài)組織，其中等軸α相形態(tài)發(fā)生變化，有不規(guī)則塊狀、橢圓狀和蠕蟲狀。等軸α相體積分?jǐn)?shù)明顯減少，晶粒尺寸不均勻。β轉(zhuǎn)變基體形態(tài)發(fā)生變化，β轉(zhuǎn)變基體內(nèi)部出現(xiàn)部分αs相的形態(tài)由層片狀球化為小顆粒狀[27]。當(dāng)溫度升高到1050℃時(shí)，等軸α相轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪啵戮Я榈容S狀且晶粒大小急劇增大，晶粒內(nèi)部存在沿晶界向晶內(nèi)平行生長(zhǎng)的α集束。變形溫度對(duì)Ti80合金的微觀組織演化有很大的影響，變形溫度在950℃（相變點(diǎn)下）時(shí)，隨著溫度的升高Ti80合金α相體積分?jǐn)?shù)增大，當(dāng)溫度升高到1050℃（相變點(diǎn)上）時(shí)，等軸α相完全消失轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪唷Ｔ谧冃螠囟扔?00℃逐漸增加到1050℃時(shí)，其微觀組織中β轉(zhuǎn)變基體形態(tài)也發(fā)生了明顯的變化，其β相由開始的層片狀到細(xì)層片狀直到等軸α相完全溶解消失。次生的αs相也由一開始的層片狀到針狀最后為在β晶粒中形成α集束。

圖7為Ti80合金在變形溫度為900℃不同應(yīng)變速率的微觀組織。當(dāng)應(yīng)變速率為10s^-1時(shí)，其組織為雙態(tài)組織，其中等軸的α相晶粒大小均勻。在部分α相晶粒中可以明顯看到有斷裂現(xiàn)象存在。應(yīng)變速率降低到0.1s^-1時(shí)，材料中α相以及β相分布更加均勻，β轉(zhuǎn)變組織中的層片更加細(xì)小。應(yīng)變速率為0.01s^-1時(shí)，等軸的α相晶粒尺寸略微長(zhǎng)大。在900℃時(shí)，應(yīng)變速率對(duì)等軸α相晶粒的大小以及均勻性影響較小，但是對(duì)β轉(zhuǎn)變基體的形態(tài)影響較大[25]。當(dāng)應(yīng)變速率為0.01s^-1時(shí)，β轉(zhuǎn)變基體中β相為塊狀，次生的α相(αs)呈細(xì)針狀分布其中。當(dāng)應(yīng)變速率增加到0.1s^-1時(shí)，β轉(zhuǎn)變基體仍為塊狀，αs的形態(tài)發(fā)生改變，其形態(tài)由細(xì)針狀轉(zhuǎn)變?yōu)樾☆w粒狀和板條狀均勻地分布在β轉(zhuǎn)變基體中。當(dāng)應(yīng)變速率達(dá)到10s^-1時(shí)，β轉(zhuǎn)變基體的形態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)閷悠瑺睿羢以及β相基本相間分布。

綜上所述，材料的加工工藝參數(shù)決定材料的微觀組織，變形溫度和變形速率的不同最終影響材料的微觀組織如α/β相比例，等軸α相的晶粒大小以及形態(tài)，β轉(zhuǎn)變基體中β相和αs的相比例、分布以及形態(tài)等。

2.4Ti80合金不同熱軋下的組織演化及力學(xué)性能

根據(jù)上述獲得Ti80熱加工圖以及現(xiàn)有文獻(xiàn)，該合金的微觀組織隨著變形溫度變化經(jīng)歷從α相轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪唷牡容S組織轉(zhuǎn)變?yōu)閷悠M織的變化規(guī)律[10,21,22]。同時(shí)，文獻(xiàn)分析說(shuō)明在等軸、網(wǎng)籃、β轉(zhuǎn)變基體同時(shí)存在的情況下對(duì)材料的力學(xué)性能具有不同的影響。Zhou教授等[22]根據(jù)近β鍛造獲得三態(tài)組織屬于等軸、網(wǎng)籃、β轉(zhuǎn)變基體的混合組織，實(shí)現(xiàn)了良好的強(qiáng)度和塑性綜合性能。因此，通過(guò)熱加工圖所確定的穩(wěn)定變形區(qū)、熱模擬組織演化過(guò)程以及β轉(zhuǎn)變點(diǎn)綜合考慮，為了獲得表面質(zhì)量良好的板材同時(shí)控制Ti80合金的組織演化，確定本實(shí)驗(yàn)圍繞相變點(diǎn)進(jìn)行熱軋?jiān)囼?yàn)的不同變形溫度。將樣品加熱至1060和950℃，獲得表面質(zhì)量良好的板材同時(shí)控制Ti80合金的組織演化。

圖8為Ti80合金不同軋制狀態(tài)板材的微觀組織。圖8a為軋制溫度950℃的Ti80合金板材微觀組織，顯示為雙態(tài)組織，其晶粒較小，組織穩(wěn)定，晶粒大小以及分布均勻。另外，其等軸α相數(shù)量明顯減少，β轉(zhuǎn)變組織數(shù)量增多，層片狀的β轉(zhuǎn)變組織中αs明顯增多。在圖8b中，當(dāng)初軋溫度為1060℃，終軋溫度950℃，其中在β單相區(qū)進(jìn)行的兩道次熱軋變形率分別為24%和28.9%，在兩相區(qū)進(jìn)行2道次熱軋，其變形率分別為33.3%和44.4%。由于在1060℃保溫得到粗大的β晶粒，軋制時(shí)β晶粒首先沿軋制方向伸長(zhǎng)，當(dāng)變形量繼續(xù)增加達(dá)到再結(jié)晶臨界應(yīng)變時(shí),開始發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形成等軸晶粒，隨后冷卻到兩相區(qū)的過(guò)程中發(fā)生層片狀α相的析出，在兩相區(qū)軋制時(shí)使晶粒晶界破碎最終形成網(wǎng)籃組織[27,28]。組織有大量交錯(cuò)縱橫的α集束以及少量塊狀α相。圖8c為軋制溫度在1060℃的組織特征，其初始組織為全層片組織。因軋制后冷卻方式為空冷，冷速快，最后Ti80合金的微觀組織為長(zhǎng)晶粒，晶粒中存在大量交錯(cuò)縱橫的α集束。

一般來(lái)說(shuō)，鈦合金等軸組織具有良好的塑性和抗疲勞強(qiáng)度，而網(wǎng)籃組織往往具有高的斷裂韌性、優(yōu)異的抗疲勞裂紋擴(kuò)展性能。通過(guò)初軋1060℃，終軋950℃的軋制工藝獲得的網(wǎng)籃+塊狀α相的混合組織，綜合了等軸組織和網(wǎng)籃組織的優(yōu)異性能，具有高強(qiáng)度和較好塑性的優(yōu)異綜合力學(xué)性能[22]。圖9為Ti80合金不同熱軋狀態(tài)下的拉伸力學(xué)性能。其中試樣原始標(biāo)距為50mm的標(biāo)準(zhǔn)棒狀拉伸試樣。原始態(tài)的室溫抗拉強(qiáng)度最高，達(dá)到944MPa，其伸長(zhǎng)率為8.05%。在950℃時(shí)軋制時(shí)，其室溫抗拉強(qiáng)度為736MPa，延伸率為12.88%。在1060℃軋制時(shí)，其室溫抗拉強(qiáng)度為878MPa，延伸率為10.88%。而初軋溫度1060℃，終軋溫度950℃時(shí)具有最優(yōu)的力學(xué)性能，其室溫抗拉強(qiáng)度為881.6MPa，延伸率為11.27%。

在950℃軋制得到的組織為雙態(tài)組織，與原始組織相比，其組織中初生的等軸α相晶粒尺寸減小。β轉(zhuǎn)變基體體積分?jǐn)?shù)增加，αs的層片更加粗大。對(duì)于雙態(tài)組織，在拉伸過(guò)程中，其滑移過(guò)程一開始是在個(gè)別晶粒中進(jìn)行，隨著變形程度的增加，滑移將向越來(lái)越多的α晶粒中擴(kuò)展并向周圍的β轉(zhuǎn)變組織延伸[22]。由于β轉(zhuǎn)變基體的數(shù)量，一方面是層片狀的β轉(zhuǎn)變基體對(duì)裂紋的阻礙作用，另一方面β相為體心立方結(jié)構(gòu)具有12個(gè)滑移系，滑移容易進(jìn)行,可以有效地提高其塑性。初軋溫度為1060℃，終軋溫度950℃軋制時(shí)，得到的組織為網(wǎng)籃組織，在其微觀組織中無(wú)明顯的晶界，存在大量交錯(cuò)縱橫的α集束。拉伸時(shí)，縱橫交錯(cuò)的α集束對(duì)裂紋擴(kuò)展有阻礙作用，組織中含有的α相屬于密排六方結(jié)構(gòu)，滑移系滑動(dòng)困難，材料的強(qiáng)度升高，塑性下降[29]。在軋制溫度為1060℃時(shí)，Ti80合金的微觀組織為全層片組織。在其微觀組織中可以觀察到明顯的與軋制方向平行的長(zhǎng)晶粒，晶粒晶界富集α相，晶內(nèi)大量的α集束，其α集束方向基本與拉伸方向成一定的角度（45°~60°），在拉伸過(guò)程滑移一開始就能穿過(guò)相互平行的α集束，并在晶界α相處塞積，引起微區(qū)變形不均勻，促進(jìn)空洞的形成和發(fā)展，導(dǎo)致材料過(guò)早斷裂，造成塑性下降[29]。

圖10a、10b、10c分別為不同軋制條件下Ti80合金的宏觀拉伸斷口照片。可見，斷口的纖維區(qū)以及剪切唇很明顯，斷口呈杯錐狀，有明顯的頸縮現(xiàn)象。

為了進(jìn)一步觀察斷口形貌，在放大倍數(shù)為2000倍的掃描電鏡下觀察拉伸試樣，圖10a、10a1、10a2分別為在溫度950℃軋制宏觀斷口形貌、中心纖維區(qū)微觀形貌和剪切唇微觀形貌。中心纖維區(qū)微觀形貌為完全的等軸韌窩，由于晶粒尺寸的不同，韌窩的大小也不均勻。中心纖維區(qū)還存在大量的微孔以及微裂紋。和中心纖維區(qū)的微觀形貌不同，剪切唇的微觀形貌由網(wǎng)狀分布的韌窩組成，其韌窩無(wú)論大小和深度都要明顯次于中心纖維區(qū)韌窩。圖10b、10b1、10b2分別為初軋溫度為1060℃，終軋溫度為950℃的宏觀斷口形貌、中心纖維區(qū)微觀形貌和剪切唇微觀形貌。頸縮程度有所下降，中心纖維區(qū)可以觀察到大量韌窩的存在，同樣存在大量的微孔，該狀態(tài)下的斷裂機(jī)制為韌性斷裂[30]。圖10c為1060℃軋制的宏觀斷口，頸縮程度不明顯，中心纖維區(qū)更加粗糙，其剪切唇的微觀形貌大部分為網(wǎng)狀韌窩，在宏觀上表現(xiàn)為頸縮小，延伸率低。3種軋制狀態(tài)，在宏觀形貌上，其頸縮從上往下依次減小，其中圖10a微觀組織為雙態(tài)組織，其頸縮最大，韌窩大而深，延伸率最佳。圖10c的微觀組織為層片組織頸縮最小，韌窩小而淺，延伸率最差。圖10b的微觀組織為網(wǎng)籃組織，強(qiáng)度高且延伸率較高，有良好的綜合力學(xué)性能。

3、結(jié)論

1)Ti80合金峰值應(yīng)力隨著變形溫度升高以及應(yīng)變速率的降低而降低，為典型的溫度以及應(yīng)變速率敏感型合金。變形初期，隨應(yīng)變速率的升高，Ti80合金的加工硬化率也不斷升高。根據(jù)加工圖分析，Ti80合金的熱加工區(qū)間應(yīng)該選擇在溫度800~920℃、920～1050℃、應(yīng)變速率0.01~0.1s^-1范圍內(nèi)變形，此時(shí)功率耗散值大于0.55，為Ti80合金較佳的穩(wěn)定變形區(qū)。

2)在900℃之前，Ti80合金熱變形過(guò)程隨著變形溫度的升高，等軸的α相體積分?jǐn)?shù)增大，β轉(zhuǎn)變組織中次生αs形態(tài)為小顆粒狀分布在β轉(zhuǎn)變基體中。相變點(diǎn)以上時(shí)，隨著應(yīng)變速率的升高，β晶粒尺寸會(huì)減小，應(yīng)變速率超過(guò)1s^-1時(shí)，會(huì)有大量α集束生成。

3)結(jié)合熱加工圖以及不同軋制溫度的試驗(yàn)，Ti80合金初軋溫度為1060℃，終軋溫度為950℃時(shí)獲得最優(yōu)的力學(xué)性能，其組織為網(wǎng)籃組織+部分塊狀α相的混合組織，室溫抗拉強(qiáng)度能達(dá)到881.6MPa，延伸率為11.27%。

4)Ti80合金在950℃軋制時(shí)表現(xiàn)出良好塑性，斷口頸縮明顯，中心纖維區(qū)的等軸韌窩明顯，剪切唇區(qū)域韌窩大而深，為典型的韌性斷裂。初軋溫度為1060℃，終軋溫度為950℃時(shí)，中心纖維區(qū)韌窩有所減小，剪切唇區(qū)域?yàn)榫W(wǎng)狀韌窩，韌窩較小，塑性有所降低。當(dāng)軋制溫度為1060℃時(shí)，中心纖維區(qū)以及剪切唇區(qū)域的韌窩都進(jìn)一步縮小，特別是剪切唇的網(wǎng)狀韌窩小而淺。

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