引言

高溫鈦合金通常指在航空發(fā)動機350℃以上服役使用的無序固溶強化型鈦合金[1]，具有高比強度、優(yōu)良的高溫蠕變抗力、疲勞強度、持久強度，以及良好的組織穩(wěn)定性和抗氧化性，是廣泛應(yīng)用于航空發(fā)動機和航天飛行器的關(guān)鍵耐熱結(jié)構(gòu)材料[2-5]。目前世界各國工程應(yīng)用比較成熟的高溫鈦合金最高使用溫度一般為600℃，如英國的IMI834、美國的Ti-1100、俄羅斯的BT36、以及中國的Ti60和Ti600[6-9]。而Ti65合金是我國在Ti60合金基礎(chǔ)上自主研發(fā)的一種十組元近a型高溫鈦合金，名義成分為Ti-5.9Al-4.0Sn-3.5Zr-0.3Mo-0.4Si-0.3Nb-2.0Ta-1.0W-0.05C。該合金也是國內(nèi)首次研制的長時間穩(wěn)定服役溫度為650℃的新型近a高溫鈦合金[2]，短時使用溫度可達700℃，填補了國內(nèi)該溫度區(qū)間高性能鈦合金的空白，其強度-塑性以及高溫蠕變-持久-熱穩(wěn)定性具有良好的匹配，綜合性能優(yōu)異[10]。

在航空航天領(lǐng)域，高溫鈦合金薄板是制造蜂窩夾層結(jié)構(gòu)、發(fā)動機壁板及各類輕質(zhì)蒙皮的關(guān)鍵材料，其戰(zhàn)略地位日益顯著[11]。然而，隨著新型航天飛行器設(shè)計理念的提出以及對飛行器馬赫數(shù)需求的不斷提升，飛行器熱端部件及熱防護系統(tǒng)面臨著更為極端的熱-力耦合環(huán)境，對結(jié)構(gòu)材料的輕量化設(shè)計和耐高溫性能提出了更為嚴(yán)苛的要求。傳統(tǒng)的高溫鈦合金薄板已難以滿足需求，亟待研制可以在更高溫度區(qū)間穩(wěn)定工作且具備更優(yōu)高溫性能的鈦合金薄板[12][13]。因此，Ti65合金薄板的制備研究能夠為新型航天飛行器提供材料基礎(chǔ)保障，在新一代航空航天飛行器領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用前景。

目前關(guān)于Ti65合金的研究工作主要集中于板材的熱變形行為、熱處理對顯微組織和力學(xué)性能的影響以及力學(xué)性能的各向異性。在熱變形行為與加工工藝方面，Zhang等[14]通過等溫壓縮試驗研究了Ti65合金在不同相區(qū)的熱變形行為，研究表明，在α+β兩相區(qū)變形時，片狀α相球化，其c軸趨于平行軋制方向，并在相界處析出片狀次生α相(αs)及納米級硅化物(TiZr)6Si3，變形機制以位錯滑移和取向球化為主，而在β單相區(qū)，變形則由β晶粒的動態(tài)再結(jié)晶主導(dǎo);李萍等[15]通過等溫恒應(yīng)變速率壓縮實驗系統(tǒng)研究了Ti65合金板材在多種變形溫度與應(yīng)變速率下的熱變形行為，據(jù)此構(gòu)建了該合金的本構(gòu)方程與熱加工圖;Zhao等[16]對比研究單向軋制與換向軋制工藝制備的Ti65合金板材，指出不同軋制工藝導(dǎo)致的變形路徑差異促進了特定滑移系的開動，從而顯著影響板材的顯微組織與織構(gòu)類型。在熱處理組織調(diào)控與強化機制方面，吳汐玥等[17]將Ti65合金板材在不同條件下熱處理研究顯微組織與織構(gòu)的演變規(guī)律，發(fā)現(xiàn)隨著熱處理溫度從α相區(qū)提高到β相區(qū)，板材的顯微組織依次演變?yōu)榈容S組織、雙態(tài)組織及片層組織，其織構(gòu)類型隨之改變，并分析了熱處理制度和織構(gòu)對板材拉伸性能的影響機制;Yue等[18]發(fā)現(xiàn)，經(jīng)固溶時效處理后，Ti65合金中沿α/β相界面析出(Ti,Zr)6(Si,Sn)3型硅化物，同時在α基體內(nèi)形成彌散分布的納米級Ti3Al顆粒，這兩種析出相共同作用，使合金的抗拉強度大幅度提升至1253MPa;Zhang等[19]的研究進一步表明，通過優(yōu)化時效熱處理工藝，可使Ti65合金板材實現(xiàn)強度與塑性的協(xié)同提升，其強化效果主要源于界面共格硅化物(Ti,Zr)3Si與Ti3Al相的析出，而塑性的顯著改善則歸因于初生α相(αp)與αs比例的優(yōu)化以及不連續(xù)片層界面的形成。在力學(xué)性能的各向異性研究方面，樊智賢等[20]通過系統(tǒng)對比原始態(tài)、時效態(tài)及高溫變形條件下的組織與性能，闡明了顯微組織形貌與晶體學(xué)織構(gòu)對各向異性行為的影響機制。綜上所述，現(xiàn)有研究主要圍繞熱軋Ti65合金板材展開，為其工藝-組織-性能關(guān)系的理解提供了重要基礎(chǔ)。然而，針對冷軋Ti65合金薄板，系統(tǒng)的熱處理調(diào)控及其對后續(xù)力學(xué)行為影響的研究仍相對有限。此外，現(xiàn)有工作對板材在拉伸變形不同階段的微觀塑性變形機制尚缺乏系統(tǒng)性揭示。

本研究以1mm厚度的Ti65合金冷軋薄板為研究對象，通過系統(tǒng)調(diào)控?zé)崽幚砉に嚕骄科鋵辖痫@微組織與力學(xué)性能的影響規(guī)律，在此基礎(chǔ)上，選取強塑性匹配最優(yōu)的工藝制度進行準(zhǔn)原位拉伸實驗，揭示合金在不同變形階段的微觀拉伸變形行為與機制，從而為Ti65合金薄板在航空航天領(lǐng)域的工程應(yīng)用提供理論依據(jù)。

1、實驗材料與方法

實驗所用材料為寶鈦集團提供的1mm厚度的Ti65合金冷軋薄板，該板材是以厚度為2mm的熱軋半成品為原料，經(jīng)多道次冷軋變形制備而成;冷軋過程單道次壓下量控制在20%左右，并進行了940℃/45 min的中間退火處理。經(jīng)測定合金的實際化學(xué)成分如表1所示，通過差示掃描量熱法(DSC)測定該合金的β相轉(zhuǎn)變溫度(Tβ)為(1035±5)℃。

表1實驗用Ti65合金化學(xué)成分

熱處理實驗樣品均從原始冷軋板材上通過電火花線切割獲取，所有熱處理均在真空環(huán)境下進行，具體工藝參數(shù)見表2。熱處理后采用相同方法切取尺寸為10mm×6mm的塊狀試樣用于顯微組織分析。金相樣品經(jīng)逐級研磨至2000#砂紙后機械拋光，隨后使用Kroll溶液(1%HF+4%HNO₃+95%H₂O，體積分?jǐn)?shù))進行腐蝕，并先后通過OLYMPUS光學(xué)顯微鏡(OM)與ZEISS Sigma 300掃描電鏡(SEM)的背散射電子(BSE)模式進行組織觀察。用于電子背散射衍射(EBSD)分析的試樣在研磨至2000#后，采用電解拋光進行最終制備。電解拋光在LectroPol-5型電解拋光設(shè)備上進行，電解液為60%甲醇+35%正丁醇+5%高氯酸(體積分?jǐn)?shù))，電解拋光參數(shù)設(shè)定為電壓35V、時間25s、溫度0~6℃，拋光后立即用酒精沖洗并吹干。EBSD數(shù)據(jù)采集在配備有OxFord c nano EBSD探頭的Tescan Clara GMH掃描電子顯微鏡上完成，工作電壓20kV，掃描步長0.4μm。采集得到的數(shù)據(jù)通過Aztec Crystal及Channel 5軟件進行晶體學(xué)分析與織構(gòu)計算。

從經(jīng)過不同熱處理制度的板材上沿軋制方向(rolling direction,RD)切取板狀拉伸試樣，在萬能拉伸試驗機上進行室溫拉伸試驗，應(yīng)變速率為1×10^?3s^?1，測試過程嚴(yán)格遵循GB/T 228.1-2021金屬材料拉伸試驗標(biāo)準(zhǔn)，拉伸試樣具體尺寸如圖1所示。

表2 Ti65合金薄板熱處理工藝

2、實驗結(jié)果及討論

2.1退火溫度對薄板顯微組織的影響

圖2展示了經(jīng)不同溫度(900、950、1000℃)退火并保溫30 min后空冷的Ti65合金薄板的顯微組織演變。可以看出，當(dāng)退火溫度為900和950℃時，合金組織由等軸α_p相、片層  α_s 相以及少量殘余β相構(gòu)成，呈現(xiàn)出典型的等軸組織特征(圖2a~d)。而當(dāng)退火溫度進一步升高至1000℃時，合金組織轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑢咏M織(圖2e和f)。由于該合金在室溫下β相體積分?jǐn)?shù)通常低于5%，本文后續(xù)對晶粒尺寸、織構(gòu)等特征的描述與分析均主要針對α相進行。

為進一步定量分析合金顯微組織隨退火溫度的演變規(guī)律，采用Image-Pro Plus軟件對不同退火溫度下合金初生等軸α_p相的晶粒尺寸和體積分?jǐn)?shù)進行統(tǒng)計，結(jié)果匯總于表3。隨著退火溫度的升高，初生等軸α_p相晶粒尺寸逐漸增大但其體積分?jǐn)?shù)占比卻逐漸減小。當(dāng)退火溫度從900℃升高至950℃，等軸α_p的平均晶粒尺寸由9.27μm略微增加至9.45μm，其體積分?jǐn)?shù)則由85.3%下降至75.9%。當(dāng)溫度升至1000℃時，等軸αp尺寸顯著增大至15.91μm，同時體積分?jǐn)?shù)急劇降低至15.1%。這一變化主要歸因于在更高退火溫度下，α相向β相的轉(zhuǎn)變程度加劇[21]，而β相在冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑢应料啵瑢?dǎo)致等軸α_p相體積占比減少。

表3Ti65合金薄板等軸α_p相晶粒尺寸和體積分?jǐn)?shù)隨退火溫度的變化

為進一步揭示退火溫度對合金晶體學(xué)取向的影響規(guī)律，采用EBSD技術(shù)對不同退火溫度熱處理后的Ti65合金薄板進行織構(gòu)分析。圖3為不同溫度退火后空冷的Ti65合金薄板的極圖。由極圖可知，經(jīng)過900℃退火后板材的主要織構(gòu)特征為晶體學(xué)c軸方向從板材法向(normal direction,ND)向橫向(transverse direction,TD)偏轉(zhuǎn)40°，強度為6.43，另一個次要的織構(gòu)組分在{0001}極圖中對應(yīng)的極點集中于ND方向，特征為{0001}晶面平行于軋面，即基面織構(gòu)(B型織構(gòu))，強度為4.54。在{10}極圖中，可以看出存在著<10t0>晶向平行于RD方向的織構(gòu)。當(dāng)退火溫度升高到950℃時，合金的主要織構(gòu)類型和900℃時基本類似，但是織構(gòu)強度略微增大，最高強度為6.48。退火溫度進一步升高到1000℃時，織構(gòu)類型和強度均發(fā)生顯著轉(zhuǎn)變，主要包括三種組分。主要組分的織構(gòu)的晶體學(xué)特征是{3  1 10}晶面平行于軋面，<11 02>晶向平行于TD方向，最高強度為41.39，次要組分的織構(gòu)類型為<0001>{1120}，最高強度為27.89，最弱的織構(gòu)組分的晶體學(xué)特征是{1120}晶面平行于軋面，<3110>晶向平行于TD方向，最高強度為20.04。退火溫度為1000℃時合金織構(gòu)類型和強度劇烈變化的主要原因是高溫下大部分等軸α_p相轉(zhuǎn)變?yōu)榱甩孪啵陔S后冷卻過程中β→α相變時發(fā)生強烈的變體選擇，從而形成較強的相變織構(gòu)[22]。

為進一步揭示晶體內(nèi)部的缺陷狀態(tài)與微觀力學(xué)環(huán)境，本研究基于EBSD取向數(shù)據(jù)計算了幾何必須位錯(geometrically necessary dislocations,GND)密度分布。圖4展示了不同溫度退火后Ti65合金板材的GND密度分布情況，從空間分布圖(圖4a~c)可知，位錯分布隨溫度升高呈現(xiàn)均勻化趨勢。對不同退火溫度下合金薄板GND密度統(tǒng)計得到的結(jié)果表明(圖4d)，平均GND密度隨退火溫度升高而降低，從900℃時的2.15x10  14m-2降至1000℃時的1.55×10¹⁴m^-2。同時，GND密度的頻數(shù)分布直方圖呈現(xiàn)出明顯的左移特征:較高GND密度區(qū)間的相對頻率隨溫度升高而減少，較低密度區(qū)間的相對頻率相應(yīng)增加。這種變化主要源于兩個協(xié)同作用的機制:一方面，在較高溫度下保溫促進了位錯的回復(fù)與重排過程，導(dǎo)致初始冷軋引入的位錯密度降低;另一方面，當(dāng)溫度升至1000℃進入β相區(qū)后，伴隨α→β相變的發(fā)生，原始α相中的位錯結(jié)構(gòu)被大量湮滅，盡管在隨后β→α相變過程中新生片層界面會引入新的界面位錯，但整體統(tǒng)計平均密度仍呈現(xiàn)下降趨勢。這一位錯密度的演變，與前述顯微組織從等軸狀向片層狀的轉(zhuǎn)變過程直接對應(yīng)，并為后續(xù)力學(xué)性能的差異提供了微觀層面的解釋基礎(chǔ)。

2.2冷卻速率對薄板顯微組織的影響

在明確退火溫度對顯微組織的影響后，本文進一步研究了在固定退火溫度為900℃，退火時間為30min，冷卻速率對Ti65合金薄板顯微組織的作用。如圖5所示，經(jīng)過爐冷(FC)、空冷(AC)及水冷(WC)處理后，合金的相組成與組織形貌保持高度一致，均呈現(xiàn)典型的等軸組織特征，由等軸α_p相與晶界β轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成。對顯微組織的定量統(tǒng)計結(jié)果(表4)表明，冷卻速率對等軸α_p相的體積分?jǐn)?shù)與平均晶粒尺寸影響甚微。α_p相的體積分?jǐn)?shù)在三種冷卻條件下均穩(wěn)定在84.3%至85.7%之間;其平均晶粒尺寸也僅在9.27μm(AC)至10.08μm(WC)的狹窄范圍內(nèi)波動，爐冷試樣晶粒尺寸居中，為9.58μm。這一現(xiàn)象主要歸因于實驗選定的熱處理溫度(900℃)處于  α單相區(qū)。在此溫度下保溫后，合金已形成成分均勻的α單相固溶體，后續(xù)的冷卻過程不發(fā)生α→β相變。因此，α_p相的含量、形貌及尺寸主要由保溫階段決定，而冷卻速率的變化不足以引發(fā)這些組織特征參數(shù)的顯著改變。

表4 Ti65合金薄板等軸α_p相晶粒尺寸和體積分?jǐn)?shù)隨冷卻速率的變化

在900℃/30 min的退火條件下，不同冷卻速率對Ti65合金板材織構(gòu)類型及強度的影響極為有限。如圖6所示極圖表明，三種冷卻狀態(tài)下的織構(gòu)特征高度一致:其主要織構(gòu)組分均為晶體學(xué)c軸自板材 ND方向向 TD方向偏轉(zhuǎn)20~40;同時存在較弱的基面織構(gòu)，即{0001}面平行于軋面。此外，在{10}極圖中均觀察到<10}0>//RD的織構(gòu)組分。其織構(gòu)密度隨冷卻速率的變化同樣微弱，爐冷、空冷與水冷試樣的織構(gòu)最大極密度計分別為6.15、6.43和5.92。上述結(jié)果證明，在  α相區(qū)熱處理時，織構(gòu)主要受退火溫度控制，而對冷卻速率不敏感。

圖7為不同冷卻速率下Ti65合金板材的GND密度分布圖，從空間分布圖(圖7a~c)可以觀察到，隨著冷卻速率從爐冷、空冷增加到水冷，高密度位錯區(qū)域(圖中暖色區(qū)域)的分布范圍與密集程度呈現(xiàn)遞增趨勢。通過定量統(tǒng)計(圖7d)發(fā)現(xiàn)，平均GND密度隨冷卻速率加快而增加，從爐冷的1.97×10¹⁴m^-2上升至水冷的2.24x10¹⁴m^-2。與之對應(yīng)，GND密度的頻數(shù)分布直方圖發(fā)生明顯右移:高密度區(qū)間的相對頻率隨冷卻速率增加而增大，低密度區(qū)間的相對頻率則相應(yīng)減小。這一規(guī)律與冷卻速率對位錯湮滅(回復(fù))動力學(xué)的抑制效應(yīng)直接相關(guān)。較慢的冷卻速率為材料在高溫區(qū)間提供了更長的停留時間，使得位錯有更充分的機會通過攀移、重排或湮滅等方式發(fā)生熱激活回復(fù)，從而降低最終的位錯密度。反之，快速冷卻過程"凍結(jié)"了高溫狀態(tài)下的位錯構(gòu)型，同時，冷卻過程中產(chǎn)生的較大熱應(yīng)力可能誘發(fā)了額外的位錯增殖，共同導(dǎo)致了更高的平均GND密度。

2.3室溫拉伸性能

圖8為不同退火溫度下Ti65合金薄板的室溫拉伸性能。從工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線(圖8a)與性能統(tǒng)計(圖8b)可以看出，力學(xué)性能對退火溫度表現(xiàn)出強烈的依賴性，且與前述顯微組織的演變規(guī)律高度關(guān)聯(lián)。

隨著退火溫度從900℃升至950℃，合金的抗拉強度(UTS)強度小幅下降，從1135MPa降低至1107MPa，而延伸率(EL)則從11.4%顯著降低至6.6%。抗拉強度的降低主要與兩方面的組織變化有關(guān):其一，等軸α_p的平均晶粒尺寸略微增大;其二，GND密度的降低(見圖4d)，表明較高溫度促進合金發(fā)生了回復(fù)再結(jié)晶，回復(fù)再結(jié)晶使合金薄板的室溫抗拉強度降低。這兩種因素共同作用減弱了對位錯運動的阻礙作用，從而導(dǎo)致抗拉強度降低。塑性的顯著下降則與等軸α_p相體積分?jǐn)?shù)的減少密切相關(guān)。由表3可知，等軸α_p相的體積分?jǐn)?shù)隨退火溫度升高不斷降低。已有研究表明，等軸α_p相在變形過程中可開動滑移系較多，能夠起到良好的變形協(xié)調(diào)作用  [23] [24]。因此，其含量的減少直接減弱了組織的整體協(xié)調(diào)變形能力，在性能上表現(xiàn)為塑性降低。

當(dāng)退火溫度進一步升至1000℃時，力學(xué)行為發(fā)生根本性轉(zhuǎn)變。抗拉強度和屈服強度(YS)顯著回升至最高水平，分別為1185 MPa和1124 MPa，但延伸率急劇跌落至1.5%，呈現(xiàn)出典型的高強度、低塑性特征。這種強塑性匹配的劇烈變化直接源于顯微組織從等軸組織向片層組織的轉(zhuǎn)變(圖2)。

密集的片層界面極大地縮短了位錯的平均自由程，可以有效阻礙位錯運動[25]，從而產(chǎn)生強烈的強化效果，導(dǎo)致強度顯著提升;但同時，這種片層結(jié)構(gòu)協(xié)調(diào)塑性變形的能力較差，位錯容易在界面處塞積導(dǎo)致應(yīng)力集中并引發(fā)早期開裂[26]，造成塑性急劇惡化。

圖9展示了在相同退火溫度(900℃)和退火時間(30min)下，不同冷卻速率對Ti65合金薄板室溫拉伸性能的影響。從工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線(圖9a)與性能統(tǒng)計直方圖(圖9b)可以看出，冷卻速率對合金的強度與塑性具有顯著的調(diào)控作用。隨著冷卻速率從爐冷增加到空冷再至水冷，合金呈現(xiàn)出獨特的性能演變規(guī)律:抗拉強度與延伸率協(xié)同提升，但屈服強度反而下降。具體而言，UTS從FC的1095 MPa增至WC的1142MPa，EL從8.4%提升至12.3%;與此相反，YS從FC的1024MPa顯著降至WC的924MPa。

這種性能演變規(guī)律與冷卻速率調(diào)控下的亞結(jié)構(gòu)狀態(tài)密切相關(guān)。隨著冷卻速率的加快，合金的屈服強度下降，該結(jié)果與現(xiàn)有近α鈦合金冷卻速率對力學(xué)性能的影響研究中得出的規(guī)律不同，這一反常現(xiàn)象出現(xiàn)的原因還有待進一步研究[27][28]。而抗拉強度和塑性的提升主要歸因于合金加工硬化能力的提高。由圖10可知，冷卻速率越快，加工硬化率越高，較高的加工硬化率意味著流變應(yīng)力在塑性變形過程中能夠以更快的速率增長。因此，盡管水冷樣品的屈服強度較低，但其后續(xù)強大的加工硬化能力足以將流變應(yīng)力迅速推升至更高水平，從而獲得最高的抗拉強度。同時，高加工硬化率也是塑性得以改善的關(guān)鍵。根據(jù)Considere失穩(wěn)判據(jù)，均勻延伸率與加工硬化率直接相關(guān)，更高的加工硬化率能有效推遲塑性失穩(wěn)(頸縮)的發(fā)生，最終表現(xiàn)為總延伸率的提升[29-30]。

綜上所述，隨著冷卻速率的加快，合金抗拉強度和屈服強度的變化趨勢相反，這揭示了合金不同變形階段受不同微觀因素主導(dǎo)。Ti65合金薄板在α單相區(qū)退火后，通過提高冷卻速率，可以在一定程度上實現(xiàn) Ti65合金薄板強度與塑性的同步優(yōu)化。

2.4拉伸過程的變形行為

圖11展示了經(jīng)優(yōu)選熱處理工藝(900°C/30min/WC)處理后的Ti65合金薄板試樣中在不同工程應(yīng)變(2.5%和8%)下同一標(biāo)記區(qū)域的顯微組織形貌及晶體取向分布圖。從圖11的SEM隨著變形量的增加，試樣內(nèi)部出現(xiàn)多處互相平行或交叉的滑移跡線。為系統(tǒng)分析滑移行為，圖中以白色數(shù)字對等軸ap晶粒進行標(biāo)記，并依據(jù)跡線方向與晶體取向的匹配關(guān)系，將已標(biāo)定的滑移系用彩色實線予以標(biāo)示:黃色與綠色實線分別代表柱面及錐面型滑移。對比可見，隨著應(yīng)變的增加，等軸α_p內(nèi)滑移跡線的激活時間、分布、數(shù)量、方向等均呈現(xiàn)出不同特征。

當(dāng)拉伸應(yīng)變?yōu)?.5%時，即屈服點附近的屈服階段，一部分等軸ap晶粒內(nèi)部出現(xiàn)較為明顯的滑移跡線，如圖11b所示的晶粒1~25，其方向多與拉伸軸呈45或135夾角，符合最大分切應(yīng)力方向;而其余晶粒則未見明顯滑移痕跡。對已激活滑移系的統(tǒng)計(表5)表明，此階段開動的滑移系均為柱面或錐面型，未觀察到基面滑移，且柱面滑移占主導(dǎo)地位(>70%)。所有激活滑移系對應(yīng)的施密特因子(Schmid factors,SF)均較高(0.329~0.497)，符合Schmid定律，其中SF值最高的晶粒19內(nèi)滑移跡線最為密集。

表5等軸α_p相在拉伸應(yīng)變2.5%時激活的滑移系及其對應(yīng)的施密特因子

當(dāng)拉伸應(yīng)變增加到8%時，即拉伸變形達到應(yīng)變硬化階段，等軸組織中激活的滑移系數(shù)量以及滑移線形貌相對于屈服階段發(fā)生了明顯變化，如圖11c所示。首先，更多晶粒內(nèi)部出現(xiàn)滑移跡線，如晶粒26~39;其次，早期已激活的晶粒(如晶粒4，7，12，19)內(nèi)滑移跡線密度顯著增加，形貌更為清晰;同時，少數(shù)晶粒內(nèi)部出現(xiàn)了波浪狀的滑移跡線(晶粒17，34);部分晶粒(如晶粒5，17)內(nèi)出現(xiàn)多系滑移現(xiàn)象(兩組及以上不同方向的滑移交匯)。對新激活滑移系的統(tǒng)計(表6)顯示，新激活的柱面與錐面滑移的占比趨于接近(約1:1)，但基面滑移仍未被激活。值得注意的是，在晶粒5和17中，隨著應(yīng)變增加，新激活的錐面滑移系雖具有更高的SF值(分別為0.459和0.473)，卻晚于較低SF值的滑移系(屈服階段激活)開動。這直接證明錐面滑移的臨界分切應(yīng)力(critical resolved shear stress,CRSS)顯著高于柱面滑移，因此需要更高的局部應(yīng)力或晶格轉(zhuǎn)動才能激活，這與文獻報道一致[31][32]。

對屈服階段和加工硬化階段滑移系進行統(tǒng)計分析，在整個拉伸變形過程中(至8%應(yīng)變)，柱面滑移系始終主導(dǎo)塑性應(yīng)變協(xié)調(diào)，這一現(xiàn)象不僅突顯了柱面滑移系在初期變形中的顯著作用，也表明了它在變形協(xié)調(diào)過程中的主要貢獻;而基面滑移始終未被激活，這與合金的織構(gòu)類型有關(guān)，試樣具有較強的基面雙峰織構(gòu)，當(dāng)沿RD拉伸時，絕大多數(shù)晶粒的c軸與加載方向成近90°夾角，處于極硬取向，SF值極小，導(dǎo)致基面滑移難以開啟。隨著應(yīng)變增加，錐面滑移參與度顯著提升，反映了晶粒位向的轉(zhuǎn)動對滑移系開動的影響這是材料實現(xiàn)多滑移、維持較高加工硬化率以延緩頸縮的關(guān)鍵微觀機制。

表6等軸α_p相在拉伸應(yīng)變8%時新激活的滑移系及其對應(yīng)的施密特因子

3、結(jié)論

(1)隨著退火溫度由900℃升高至1000℃,Ti65冷軋薄板顯微組織由等軸組織轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑢咏M織，主導(dǎo)織構(gòu)由弱變形織構(gòu)演變?yōu)閺娤嘧兛棙?gòu);900℃退火可獲得良好的強塑性匹配，而1000℃退火因發(fā)生a→β→α相變形成片層組織導(dǎo)致合金強度上升但延伸率急劇惡化至1.5%，呈現(xiàn)高強度-低塑性的特征。

(2)在900℃/30min退火條件下，提高冷卻速率(爐冷→水冷)可實現(xiàn)Ti65合金薄板抗拉強度與塑性的協(xié)同提升，水冷態(tài)試樣抗拉強度達1142MPa、延伸率達12.3%。這種強塑性協(xié)同優(yōu)化源于水冷試樣具有較高的加工硬化能力，有效推遲了頸縮失穩(wěn)。

(3)Ti65合金冷軋薄板經(jīng)900°C/30min/WC優(yōu)選工藝熱處理后，其拉伸變形行為由柱面滑移主導(dǎo)，錐面滑移協(xié)調(diào)輔助變形，而基面滑移始終未被激活。在屈服階段，塑性變形主要由高施密特因子的柱面滑移系承擔(dān)(占比>70%);進入加工硬化階段后，錐面滑移系的激活程度顯著提高，這種多系滑移機制維持了較高的加工硬化能力，是Ti65合金冷軋薄板獲得優(yōu)異塑性的關(guān)鍵微觀機理。

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（注，原文標(biāo)題：Ti65合金冷軋薄板熱處理調(diào)控及拉伸變形行為研究）