钛脊合金拥有高的抗拉强度和抗委顿强度、低的弹性模量、低密度以及优良的抗侵蚀机能，被宽泛利用于航空航天、海洋工程以及生物医学领域[1,2]。Ti80合金是我国自行研发的875MPa级近α型钛合金，其名义成分为Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo（质量分数,%），合金元素的增长使其比传统船用TC4合金拥有更良好的耐蚀性、强韧性、可焊性等凸起优势，被宽泛利用于船舶的受力结构、深海潜水器的表部抗压的壳层及舰艇上焊接部位等[3-8]。Ti80合金的力学机能受微观组织特点的影响很大，例如α和β相的体积分数和状态、晶粒大幼和晶粒取向、强化沉淀物的散布[9,10]。其热加工过程中的组织演变与合金成分、加工参数（变形温度和应变速度）等亲昵有关[11-20]。

除此之表，钛合金的热加工过程中存在等轴组织、网篮组织、层片组织等诸多组织状态。Song等[21]钻研了TA5-A钛合金，了局批注在两相区进行热加工，获得晶粒藐幼等轴组织，拥有优良的室温塑性[21]。Zhou教授等[22]的钻研批注，拥有等轴组织、网篮组织以及β转变基体的混合组织阐发出优良强度和塑性的综合机能。因而，必要成立热加工工艺-组织特点与力学机能的关系，进而实现最佳的综合力学机能。

本钻研以Ti80合金为钻研对象，调查分歧变形温度和应变速度前提下Ti80合金的组织演化法规及应力-应变曲线变动法规，成立热加工图。选取450型异步热轧试验轧机进行Ti80合金分歧轧造温度下板材造备
５鞑門i80合金热轧板材的微观组织演化法规以及力学机能，确定分歧微观组织对力学机能的影响及其断裂行为，为Ti80合金的最优组织调控提供理论领导。

1、尝试

所用资料为Ti80合金（Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo，质量分数,%,下同）。使用线切割将资料加工为Φ8mm×12mm的圆柱形试样、50mm×50mm×100mm的块状试样。热压缩试验选择在Gleeble-3800热仿照试验机上进行分歧变形温度（800~1050℃）的热压缩试验
；应变速度为0.01、0.1、1、5和10s^-1。热轧试验在450型双辊异步热轧试验轧机上进行，别离在轧造温度950℃、初轧温度1060℃，终轧温度950℃、以及在轧造温度1060℃进行轧造，最终轧造变形量为80%。室温拉伸试验在型号为4206-006的10t试验机上进行。

2、了局与分析

2.1Ti80合金原始组织与相变点分析

图1为Ti80合金原始组织SEM照片。其组织为等轴α相和β转变组织（层片状次生相αs以及层片状β相）所组成的以β转变组织为基体的双态组织。图中灰色衬度为α相，亮白色衬度为β相。原始组织中等轴的α相与β转变基体散布均匀。等轴α相晶粒均匀尺寸为10.7μm，占比为53.9%，β相占比为23.9%，次生相αs占比为21.2%。从图1中右侧组织照片能够清澈地观察到层片状的β相以及次生相αs，以及层片状的β转变基体。

图2为Ti80合金的DSC曲线，向上为吸热，向下为放热，升温速度为20℃/min。如箭头所示为Ti80合金的β转变实现点，最终确定该合金的相变点温度为1027℃（±20℃）。表1为Ti80合金增长合金元素以及杂质元素的现实含量。

2.2Ti80合金热变形行为及加工图

图3为分歧变形温度和应变速度下Ti80合金的应力-应变曲线、加工硬化曲线和峰值应力。如图3所示，在应变速度一样的前提下，温度越高，其变形抗力越幼。在温度较低时，资料变形时其流变应力急剧增高达到峰值应力后缓慢降低，其曲线拥有典型的动态再结晶特点[23]。其原因是在变形阶段初期，位错密度增长快度快，必要较高的能量来启动位错，引起了应变硬化。而位错的交滑移和攀移等引起的软化作用不及以赔偿位错密度增长带来的硬化。因而，流动应力以较快的速度增大，出现峰值。随着应变的持续增长，资猜中堆集了较多的畸变能起头产活泼态再结晶。与此同时，随着变形量的增长，资猜中的空位浓度也会增长，这些成分城市引起资料的软化，软化作用大于硬化作用在应力-应变曲线上阐发为应力缓慢降落。当变形温度为950℃及以上时，资料变形时其流变应力增高到某一数值后根基维持不变，拥有典型的回复特点[23]，其原因重要与螺型位错的交滑移和与扩散有关的刃型位错的攀移有关。如图3中显示了分歧应变速度以及变形温度下资料的加工硬化率，观察到加工硬化率随应变速度的增长而增长，随变形温度的升高而减幼，批注资料的加工硬化率对温度以及应变速度敏感。图3f显示了分歧前提下资料的峰值应力
Ｄ芄幌灾闯，峰值应力随应变速度的增长而增长，随变形温度的增长而减幼。

其峰值应力所对应的应变量也随峰值应力的降低而减幼，这能够反映动态再结晶的临界应变随温度的升高而向低应变移动，随应变速度的增长而向高应变移动[24]。变形速度越幼，资料内部的位错网络有充分的功夫解离、拆散、转移形成大角度晶界，进而形成再结晶晶核。当应变速度较大时，只有通过加大变形量能力推进位错的活动，实现再结晶晶核的形成，再结晶临界应变向更高的应变移动[23]。另表，在相变点左近存在较低的峰值应力，出格是在变形温度超过900℃时，资料的峰值应力存在大幅度降低的情况。

在应变速度为0.01s^-1时，其峰值应力从900℃的51MPa降低到950℃的26MPa，在应变速度为10s^-1时，其峰值应力从900℃的256MPa降低到950℃的126MPa，进一步批注变形温度对Ti80合金的变形抗力有很大的影响。

凭据动态资料模型DMM成立了TI80合金的热加工图，图4为Ti80合金在应变ε=0.2和ε=0.6的热加工图。应变为0.2~0.6时的热加工图的概括变动不大，并且2种应变的功率耗散值散布情况和大幼根基一致。从图中看其功率耗散系数η的变动领域很大（8%~65%）
；η最大值呈此刻变形温度800和1000℃、应变速度0.01~0.1s^-1区域
；η最幼值呈此刻高应变速度800~970℃、应变速度0.1~1s^-1区域。不变变形区为加工图中失稳变形区以表的部门。在加工图中，η值较高的区域通常对应动态再结晶、动态回复和超塑性变形等不变变形区，η值越大，批注用于组织演变的功率耗散越多，资料的可加工性就越好，η值较高的区域往往对应着最佳的加工机能。但是，资料的可加工机能并不是严格的依赖于功率耗散系数，由于在加工失稳区功率耗散系数也可能会很高，如图4a的区域Ⅳ和图4b的区域Ⅴ。图4a热加工图不变变形区中显示出2个峰值η区域，1个在α+β两相区，另1个逾越β相变点，具体地位如图4a所示。图4b热加工图不变变形区中显示出3个峰值η区域，1个在α+β两相区，1个逾越β相变点，最后1个在β单相区，具体如图4b所示。其峰值区域都在低的应变速度领域出现0.55以上的η值，在该区域合适热加工。Ti80合金应选择在温度800~920℃、920~1050℃、应变速度0.01~0.1s-1领域内变形，此时功率耗散值大于0.55，为Ti80合金最佳的不变变形区。

2.3Ti80合金热变形过程的微观组织演化法规分析

图5为Ti80合金分歧应变速度和分歧变形温度下的微观组织。横向为Ti80合金分歧应变速前提下的微观组织变动，纵向为Ti80合金分歧变形温度前提下的微观组织变动。较低的变形温度前提下或者靠近相变点左近较高的应变速度前提下，等轴α相都能够不变存在。变形温度较高时，微观组织中的等轴α相齐全转变为β相。在较低应变速度前提下，β相晶粒粗壮，晶界左近富集的α较少，高应变速度前提下，β晶粒尺寸显著减幼，晶粒内α集束增多。

变形温度为800℃时，随着应变速度的增长等轴α相的状态也产生显著变动。应变速度为10s^-1时，等轴α相晶粒晶界显著，并且晶粒多为蠕虫状。变形温度为900℃、应变速度0.01s^-1时，等轴α相晶粒状态存在大块状、蠕虫状以及幼颗粒状晶粒尺寸差距大，其原由于应变速度低，变形功夫长，等轴α相部门溶化，β转变基体分数增大[25]。β转变基体中部门次生αs荟萃由层片状转变为块状以及球状，基体中层片状的β相体积分数削减[26]。随着应变速度的升高，Ti80合金的组织中等轴α相体积分数先增长后削减，状态转变为等轴状，晶粒尺寸持续减幼。β转变基体中β相体积分数增长，应变速度越高，β相体积分数越多。变形温度950℃、应变速度0.01s^-1时，由于应变速度低，变形过程持续功夫长，等轴α相溶化形成β晶粒且其晶粒中存在大量的次生的αs相，晶界左近也富集大量的α相。凭据有关学者的钻研，对于钛合金在两相区保温功夫重要影响次生相αs体积分数及β转变基体的状态以及体积分数[25]。随着应变速度的升高，组织中等轴α相体积分数出现先升高后降低的趋向。由图2的DSC曲线批注，在958℃时已经起头存在α相向β相的转变，温度越高转变的体积分数越大。当温度为1000℃，应变速度为0.01s^-1时，其温度已经处于β相变点左近，变形功夫较长，最终组织为粗壮的β相组织。随着应变速度的升高，β相晶粒尺寸不休减幼，在应变速度为1s^-1时，微观组织中出现α相并以层片状存在于β晶粒中。当应变速度增长到10s^-1时，其应变速度快，组织转变不齐全，微观组织中存在较少体积分数的等轴α相晶粒，β晶粒内部为层片结构，次生的层片状αs粗壮，层片间为β相，晶界左近富集大量的α相。当变形温度升高到1050℃时，随着应变速度的增长，组织由粗壮的β相晶粒逐步转变为层片组织，其晶粒为长条状晶粒中存在大量纵横交错的α集束。

图6为Ti80合金在应变速度为0.1s-1前提下相变点左近的微观组织描摹。其中图6a、6b、6c为光学显微镜照片，图6a1、6b1、6c1为扫描电镜组织照片。在800℃时，通过金相照片观察能够看到其微观组织为等轴组织，由等轴α相和β转变基体组成。相较于原始组织其α相晶粒大幼均匀，无显著的方向性，β转变基体中存在均匀散布的层片状的次生αs相。在950℃时组织为双态组织，其中等轴α相状态产生变动，有不规定块状、椭圆状和蠕虫状。等轴α相体积分数显著削减，晶粒尺寸不均匀。β转变基体状态产生变动，β转变基体内部出现部门αs相的状态由层片状球化为幼颗粒状[27]。当温度升高到1050℃时，等轴α相转变为β相，β晶粒为等轴状且晶粒大幼急剧增大，晶粒内部存在沿晶界向晶内平行成长的α集束。变形温度对Ti80合金的微观组织演化有很大的影响，变形温度在950℃（相变点下）时，随着温度的升高Ti80合金α相体积分数增大，当温度升高到1050℃（相变点上）时，等轴α相齐全隐没转变为β相。在变形温杜咨800℃逐步增长到1050℃时，其微观组织中β转变基体状态也产生了显著的变动，其β相由起头的层片状到细层片状直到等轴α相齐全溶化隐没。次生的αs相也由一路头的层片状到针状最后为在β晶粒中形成α集束。

图7为Ti80合金在变形温度为900℃分歧应变速度的微观组织。当应变速度为10s^-1时，其组织为双态组织，其中等轴的α相晶粒大幼均匀。在部门α相晶粒中能够显著看到有断裂景象存在。应变速度降低到0.1s^-1时，资猜中α相以及β相散布越发均匀，β转变组织中的层片越发藐幼。应变速度为0.01s^-1时，等轴的α相晶粒尺寸略微长大。在900℃时，应变速度对等轴α相晶粒的大幼以及均匀性影响较幼，但是对β转变基体的状态影响较大[25]。当应变速度为0.01s^-1时，β转变基体中β相为块状，次生的α相(αs)呈细针状散布其中。当应变速度增长到0.1s^-1时，β转变基体仍为块状，αs的状态产生扭转，其状态由细针状转变为幼颗粒状和板条状均匀地散布在β转变基体中。当应变速度达到10s^-1时，β转变基体的状态转变为层片状，αs以及β相根基相间散布。

综上所述，资料的加工工艺参数决定资料的微观组织，变形温度和变形速度的分歧最终影响资料的微观组织如α/β相比例，等轴α相的晶粒大幼以及状态，β转变基体中β相和αs的相比例、散布以及状态等。

2.4Ti80合金分歧热轧下的组织演化及力学机能

凭据上述获得Ti80热加工图以及现有文件，该合金的微观组织随着变形温度变动经历从α相转变为β相、从等轴组织转变为层片组织的变动法规[10,21,22]。同时，文件分析注明在等轴、网篮、β转变基体同时存在的情况下对资料的力学机能拥有分歧的影响。Zhou教授等[22]凭据近β铸造获得三态组织属于等轴、网篮、β转变基体的混合组织，实现了优良的强度和塑性综合机能。因而，通过热加工图所确定的不变变形区、热仿照组织演化过程以及β转变点综合思考，为了获得表表质量优良的板材同季节造Ti80合金的组织演化，确定本尝试萦绕相变点进行热轧试验的分歧变形温度。将样品加热至1060和950℃，获得表表质量优良的板材同季节造Ti80合金的组织演化。

图8为Ti80合金分歧轧造状态板材的微观组织。图8a为轧造温度950℃的Ti80合金板材微观组织，显示为双态组织，其晶粒较幼，组织不变，晶粒大幼以及散布均匀。另表，其等轴α相数量显著削减，β转变组织数量增多，层片状的β转变组织中αs显著增多。在图8b中，当初轧温度为1060℃，终轧温度950℃，其中在β单相区进行的两路次热轧变形率别离为24%和28.9%，在两相区进行2路次热轧，其变形率别离为33.3%和44.4%。由于在1060℃保温得到粗壮的β晶粒，轧造时β晶粒首先沿轧造方向伸长，当变形量持续增长达到再结晶临界应变时,起头产活泼态再结晶形成等轴晶粒，随后冷却到两相区的过程中产生层片状α相的析出，在两相区轧造时使晶粒晶界破碎最终形成网篮组织[27,28]。组织有大量交错纵横的α集束以及少量块状α相。图8c为轧造温度在1060℃的组织特点，其初始组织为全层片组织。因轧造后冷却方式为空冷，冷速快，最后Ti80合金的微观组织为长晶粒，晶粒中存在大量交错纵横的α集束。

通常来说，钛合金等轴组织拥有优良的塑性和抗委顿强度，而网篮组织往往拥有高的断裂韧性、优异的抗委顿裂纹扩大机能。通过初轧1060℃，终轧950℃的轧造工艺获得的网篮+块状α相的混合组织，综合了等轴组织和网篮组织的优异机能，拥有高强度和较好塑性的优异综合力学机能[22]。图9为Ti80合金分歧热轧状态下的拉伸力学机能。其中试样原始标距为50mm的尺度棒状拉伸试样。原始态的室温抗拉强度最高，达到944MPa，其伸长率为8.05%。在950℃时轧造时，其室温抗拉强度为736MPa，延长率为12.88%。在1060℃轧造时，其室温抗拉强度为878MPa，延长率为10.88%。而初轧温度1060℃，终轧温度950℃时拥有最优的力学机能，其室温抗拉强度为881.6MPa，延长率为11.27%。

在950℃轧造得到的组织为双态组织，与原始组织相比，其组织中初生的等轴α相晶粒尺寸减幼。β转变基体体积分数增长，αs的层片越发粗壮。对于双态组织，在拉伸过程中，其滑移过程一路头是在个别晶粒中进行，随着变形水平的增长，滑移将向越来越多的α晶粒中扩大并向周围的β转变组织延长[22]。由于β转变基体的数量，一方面是层片状的β转变基体对裂纹的故障作用，另一方面β相为体心立方结构拥有12个滑移系，滑移容易进行,能够有效地提高其塑性。初轧温度为1060℃，终轧温度950℃轧造时，得到的组织为网篮组织，在其微观组织中无显著的晶界，存在大量交错纵横的α集束。拉伸时，纵横交错的α集束对裂纹扩大有故障作用，组织中含有的α相属于密排六方结构，滑移系滑动难题，资料的强度升高，塑性降落[29]。在轧造温度为1060℃时，Ti80合金的微观组织为全层片组织。在其微观组织中能够观察到显著的与轧造方向平行的长晶粒，晶粒晶界富集α相，晶内大量的α集束，其α集束方向根基与拉伸方向成肯定的角度（45°~60°），在拉伸过程滑移一路头就能穿过相互平行的α集束，并在晶界α相处塞积，引起微区变形不均匀，推进浮泛的形成和发展，导致资料过早断裂，造成塑性降落[29]。

图10a、10b、10c别离为分歧轧造前提下Ti80合金的宏观拉伸断口照片
？杉，断口的纤维区以及剪切唇很显著，断口呈杯锥状，有显著的颈缩景象。

为了进一步观察断口描摹，在放大倍数为2000倍的扫描电镜下观察拉伸试样，图10a、10a1、10a2别离为在温度950℃轧造宏观断口描摹、中心纤维区微观描摹和剪切唇微观描摹。中心纤维区微观描摹为齐全的等轴韧窝，由于晶粒尺寸的分歧，韧窝的大幼也不均匀。中心纤维区还存在大量的微孔以及微裂纹。和中心纤维区的微观描摹分歧，剪切唇的微观描摹由网状散布的韧窝组成，其韧窝无论大幼和深度都要显著次于中心纤维区韧窝。图10b、10b1、10b2别离为初轧温度为1060℃，终轧温度为950℃的宏观断口描摹、中心纤维区微观描摹和剪切唇微观描摹。颈缩程杜仔所降落，中心纤维区能够观察到大量韧窝的存在，同样存在大量的微孔，该状态下的断裂机造为韧性断裂[30]。图10c为1060℃轧造的宏观断口，颈缩水平不显著，中心纤维区越发粗糙，其剪切唇的微观描摹大部门为网状韧窝，在宏观上阐发为颈缩幼，延长率低。3种轧造状态，在宏观描摹上，其颈缩从上往下顺次减幼，其中图10a微观组织为双态组织，其颈缩最大，韧窝大而深，延长率最佳。图10c的微观组织为层片组织颈缩最幼，韧窝幼而浅，延长率最差。图10b的微观组织为网篮组织，强度高且延长率较高，有优良的综合力学机能。

3、结论

1)Ti80合金峰值应力随着变形温度升高以及应变速度的降低而降低，为典型的温度以及应变速度敏感型合金。变形初期，随应变速度的升高，Ti80合金的加工硬化率也不休升高。凭据加工图分析，Ti80合金的热加工区间应该选择在温度800~920℃、920～1050℃、应变速度0.01~0.1s^-1领域内变形，此时功率耗散值大于0.55，为Ti80合金较佳的不变变形区。

2)在900℃之前，Ti80合金热变形过程随着变形温度的升高，等轴的α相体积分数增大，β转变组织中次生αs状态为幼颗粒状散布在β转变基体中。相变点以上时，随着应变速度的升高，β晶粒尺寸会减幼，应变速度超过1s^-1时，会有大量α集束天生。

3)结合热加工图以及分歧轧造温度的试验，Ti80合金初轧温度为1060℃，终轧温度为950℃时获得最优的力学机能，其组织为网篮组织+部门块状α相的混合组织，室温抗拉强度能达到881.6MPa，延长率为11.27%。

4)Ti80合金在950℃轧造时阐发出优良塑性，断口颈缩显著，中心纤维区的等轴韧窝显著，剪切唇区域韧窝大而深，为典型的韧性断裂。初轧温度为1060℃，终轧温度为950℃时，中心纤维区韧窝有所减幼，剪切唇区域为网状韧窝，韧窝较幼，塑性有所降低。当轧造温度为1060℃时，中心纤维区以及剪切唇区域的韧窝都进一步缩幼，出格是剪切唇的网状韧窝幼而浅。

参考文件 References

[1] He Bo(何 波), Xing Meng(邢 盟), Shun Changqing(孙长青). Rare Metal Materials and Engineering(罕见金属资料与工程)[J], 2019, 48(9): 3007

[2] Liu Jun(刘 俊), Yang Jiming(杨继明), Wang Na(王 娜).China Metal Bulletin(中国金属传递)[J], 2019(8): 109

[3] Zhao Yongqing(赵 永 庆 ). Materials China(中 国 材 料 进展)[J], 2010, 29(5): 1

[4] Shun Zhijie(孙志杰), Li Shikai(李士凯), Wang Yang(王洋) et al. Hot Working Technology(热加工工艺) [J], 2019,48(10): 189

[5] Wang Qiaoli(王巧莉), Dai Chun(代 春), Cheng Xiaoli(成幼丽). The Chinese Journal of Nonferrous Metals(中国有色金属学报)[J], 2010, 20(S1): 631

[6] Shen Lihua(沈立华), Liu Yanchang(刘彦昌), Li Xiuyong(李 建 勇 ) et al. Titanium Industry Progress(钛 工 业 进展)[J], 2018, 35(1): 29

[7] Ma X Z, Xiang Z L, Tan C et al. Journal of MaterialsScience & and Technology[J], 2021, 77(18): 1

[8] Jia W J, Zeng W D, Yu H Q. Materials & Design[J], 2014, 58: 108

[9] Li D R, Wang K, Yan Z B et al. Materials Science &Engineering A[J], 2018, 716: 157

[10] Moiseyev V N. Titanium Alloys: Russian Aircraft andAerospace Applications[M]. London: Taylor & Francis,2005

[11] Qu J P, Zhang C J et al. Materials Science & EngineeringA[J], 2017, 701 (7): 16

[12] Roy S, Suwas S. Journal of Alloys and Compounds[J],2013, 548(1): 110

[13] Roy S, Suwas S. Materials & Design[J], 2014, 58 : 52

[14] Semiatin S L, Bieler T R. Acta Materiaila[J], 2001, 49(10): 3565

[15] Wang Gang(王 刚), Wang Wei(王 微), Huang Zhongjia(黄仲佳) et al. Rare Metal Materials and Engineering(罕见金属资料与工程)[J], 2017, 46(4): 1067

[16] He D, Zhu J C, Lai Z H et al. Materials and Design[J],2013, 46(4): 38

[17] Jackson M, Jones N G, Dye D et al. Materials Science &Engineering A[J], 2008, 501: 248

[18] He D, Zhu J C, Zaefferer S et al. Materials Science &Engineering A[J], 2012, 549: 20

[19] Wang X X, Zhan M, Fu M W et al. Journal of MaterialsProcessing Tech[J], 2018, 261: 86

[20] Li D R, Wang K, Yan Z B et al. Materials Science &Engineering A[J], 2018,716: 157

[21] Song R C, Li W Q, Ma L et al. World Nonferrous Metals[J], 2018(20): 11

[22] Zhou Y G, Zeng W D, Yu H Q. Engineering Sciences[J],2001(5): 61

[23] Shu Juanhua(苏娟华), Han Yawei(韩亚玮), Ren Fengzhang(任凤章) et al. Journal of Functional Materials(职能资料)[J], 2014, 45(7): 7074

[24] Poliak E I, Jonas J J. ISIJ International[J],2003, 43(5):684

[25] Zhong Cuiping(郑翠萍). World Nonferrous Metals(世界有色金属)[J], 2019,16: 143

[26] Li Honghui(李宏辉),Wang Ke(王 柯), Xin Renlong(辛仁龙) et al. Transactions of Materials and Heat Treatment(资料热处置学报)[J], 2020, 41(8): 27

[27] Hu Zhisong(胡轶嵩),Wang Kaixuan(王凯旋), Jiang Wei(姜 葳) et al. Hot Working Technology(热加工工艺)[J],2020, 49(9): 41

[28] Li Xiaoqin(李晓芹). Mechanical Science and Technologyfor Aerospace Engineering(机械科学与技术)[J], 2000(1):127

[29] An Zhen(安 震), Li Tianqi(李天麒), Wang Chen(王 琛)et al. Rare Metal Materials and Engineering(罕见金属资料与工程)[J], 2019, 48(3): 853

[30] Lu Kaikai(卢凯凯), Zhou Lipeng(周立鹏), Li Minna(李敏 娜 ) et al. Transactions of Materials and HeatTreatment(资料热处置学报)[J], 2020, 41(1): 44