钛及钛合金因其自身优异性能，被广泛应用在海洋工程、石油工程、航空工程等众多领域中[1-2]，在海洋勘探、石油运输、航天飞机承重件以及发动机结构件等器件中均有大量的使用[3-4]。当钛合金的组织结构不同时，其表现出的力学性能表现不同。依据组织的不同，可将钛合金分为3类，分别是α型、β型以及α+β型。TC11钛合金作为一种十分典型的α+β型钛合金，具有优良的力学性能，较高的抗拉强度、疲劳强度，同时具备无磁性、低密度、低热膨胀系数等特点，在军工、航空等领域有广泛应用[5-6]。
内外学者对TC11钛合金的研究多元化，也不乏关于其高温力学性能的研究。吕学春等[7]对TC11钛合金在高温下的变形行为进行研究，发现随着应变速率降低以及变形温度升高，合金的流动应力降低，并绘制了热加工图。邵博等[8]研究了TC11钛合金高温持久异常断裂的原因，发现是引入的Cl、Mg、Na等元素导致试样发生断裂。沈建成等[9]研究了温度对TC11钛合金摩擦磨损行为的影响，分析了不同温度下合金的摩擦系数稳定性以及磨损量，并对磨损机理进行了研究。虽然，目前已有部分学者对TC11钛合金的高温性能进行研究，但多数以高温热加工、失效分析以及摩擦性能为主，而在实际工程应用中，钛合金被广泛应用于航空、航天、能源等高温环境下，通过研究钛合金在高温下的拉伸行为，可以推动其在高温环境下的应用扩展，满足不同领域对材料强度、耐高温性等性能要求的需求。此外，高温下材料容易发生蠕变、塑性失效等问题，对于一些关键结构和设备来说，这可能是灾难性的。目前对于钛合金在高温下的拉伸行为的理解还相对有限。研究钛合金在高温下的拉伸性能，有助于优化钛合金的组织结构和热处理工艺，提高其高温下的强度与塑性等性能。因此，研究钛合金在高温下的拉伸行为具有较高的前沿性，可以填补相关研究的空白，推动相关领域的发展。本文通过改变变形温度，研究合金在不同温度下的力学性能以及微观组织变化规律，为相关领域的材料选择、工艺优化和设备设计提供依据，提高材料的可靠性和安全性。
1、试验材料与方法
试验材料为TC11钛合金棒材，规格为准130mm。合金的相转变温度依据GB/T23605—2020《钛合金转变温度β测定方法》进行检测，测得相转变温度为997℃。合金的具体化学成分（质量分数，%）为6.65Al、3.15Mo、1.52Zr、0.302Si、0.194Fe，Ti余量。
将TC11钛合金棒材切割加工并进行取样检测，高温拉伸试样尺寸如图1所示。合金的高温拉伸性能测试具体步骤为：将加工完成的试样装入高温拉伸试验设备内进行升温，将温度分别升到350、400、450、500、550℃后，再保温15min，稳定拉伸温度，随后进行高温拉伸试验，为保持试验一致性，固定拉伸速率为0.1mm/s。待拉伸测试完成后，立刻将拉伸试样放入水中冷却，随后从断口处切割长约6mm的试样，并使用砂纸沿轴向对其打磨至中心区域，以观察拉伸试样微观组织形貌。使用型号为QUANTA的光学显微镜观察合金的金相组织，采用荷兰EmpyreanX射线衍射仪进行物相检测分析，扫描角度为20°～80°。高温拉伸性能测试使用型号为GNT100的万能试验机进行，使用ZEISS型扫描电镜获取高温拉伸试样的断口微观形貌。
2、试验结果与分析
2.1原始锻态组织
TC11钛合金棒材原始锻态微观组织与XRD图谱如图2所示。由图2（a）可知，发现棒材锻态的微观组织主要由大量的初生α相（αp）以及一定数量的β转变组织（βT）两者共同组成，该组织为典型的双态组织。其中初生α相形貌以多边形和等轴状为主，β转变组织由残余β相和细针状的次生α相（αs）构成，其中次生α相是棒材在塑性变形后经室温冷却所形成的，与母体β相之间存在Burgers位向关系[10]。根据GJB2218—2008《航空用钛及钛合金棒材和锻坯规范》的中评级标准，该金相组织评为2级，说明该组织均匀性良好。图2（b）为棒材原始锻态的XRD衍射图谱。因为TC11钛合金的名义成分为Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si，该合金中的β稳定元素含量较低，在两相区锻造后进行室温冷却，相比与水冷，其过冷度较低，组织中不会形成六方马氏体α'相，故可以判断XRD中的衍射峰为α相和β相。而具有斜方结构的马氏体α"相为α'相的一种过渡相，其衍射峰通常在XRD图谱中的30°～37°和60°～67°内，而图2（b）中未见明显衍射峰，说明TC11钛合金棒材锻态组织中没有明显的α"相。
2.2高温拉伸性能
TC11钛合金棒材的高温拉伸力学性能如图3所示。合金的强度（抗拉强度Rm与屈服强度Rp0.2）与塑性（断后伸长率A与断面收缩率Z）二者之间成反比例关系，即随着拉伸温度的升高，合金强度不断降低而塑性不断升高。对比发现，合金最大抗拉强度为733MPa，最大屈服强度为565MPa，此时的拉伸温度为350℃。而合金的最大断后伸长率为21%，最大断面收缩率为51%，此时的拉伸温度为550℃。可以发现，合金在高温拉伸试验中，其强度总体较低，而塑性较高。这是因为当合金在进行高温拉伸时，温度升高会导致合金内部能量升高，使得原子震动范围以及频率增大。在拉伸初始阶段，合金主要以弹性变形为主，并存在少量塑性变形。此过程中，合金内晶格在高温作用下，会不断地重新回到平衡位置，这与室温拉伸有所不同。同时，相比于室温拉伸，在高温拉伸过程中的组织更加容易产生形变[11]，动态回复以及动态再结晶现象也更加容易产生，进而促进组织的软化并减小位错密度，使得合金强度较低，而塑性较高。
低而塑性不断升高。对比发现，合金最大抗拉强度为733MPa，最大屈服强度为565MPa，此时的拉伸温度为350℃。而合金的最大断后伸长率为21%，最大断面收缩率为51%，此时的拉伸温度为550℃。可以发现，合金在高温拉伸试验中，其强度总体较低，而塑性较高。这是因为当合金在进行高温拉伸时，温度升高会导致合金内部能量升高，使得原子震动范围以及频率增大。在拉伸初始阶段，合金主要以弹性变形为主，并存在少量塑性变形。此过程中，合金内晶格在高温作用下，会不断地重新回到平衡位置，这与室温拉伸有所不同。同时，相比于室温拉伸，在高温拉伸过程中的组织更加容易产生形变[11]，动态回复以及动态再结晶现象也更加容易产生，进而促进组织的软化并减小位错密度，使得合金强度较低，而塑性较高。
当拉伸温度较低时（350～400℃），合金的组织存在一定的硬化效果，这是由于较低的拉伸温度会使晶粒在滑移时产生一定数量的位错。当位错数量达到一定值后会出现位错纠缠以及位错塞积，这会提高组织能够承受的最大应力值，导致强度较高。当拉伸温度升高到450℃，发生动态再结晶且降低了晶界强度，位错密度在再结晶作用下会有所降低，导致硬化效果减少；而晶界强度的降低会有效降低晶界位置因晶界滑动所产生的应力集中，促进合金的变形行为，进而提高塑性、降低强度。当拉伸温度进一步升高到500℃，较高的温度会促进晶界滑移，且降低位错在滑移过程中产生的临界分切应力。此外，较高的温度也会增加组织中α相的溶解度，由于组织中α相的溶解次序与α相的析出次序相反，首先溶解的是最薄最小的αs相，其次是较厚较大的α相尺寸逐渐减小，最后消失完全，所以随温度升高，最先发生溶解的为细小的αs相，而αs相对强度会起到强化效果，故αs相的溶解会导致强度降低[12]。当拉伸温度升至550℃后，除αs相发生溶解外，初生α相也发生部分溶解，其中多边形的初生α相发生等轴化，导致等轴初生α相数量增加，长度缩短。在进行变形时，晶界更容易产生滑动，同时α→β相的转变，会增加β相的含量。因为体心立方结构的β相具有较多的滑移系，在变形时更易产生滑移[13]，导致合金塑性较大，强度较低。
2.3微观组织
图4为不同温度拉伸后TC11钛合金棒材断口附近的微观组织。由图4可知，当拉伸温度为350℃时，与原始锻态组织相比，高温拉伸断口位置组织中初生α相晶粒的尺寸明显粗化，初生α相形貌主要为粗大长条状形貌，仅有少量等轴状形貌。当拉伸温度升至400℃时，组织中除了长条状初生α相外，细小的等轴状α相含量略有增加，说明合金在高温拉伸过程中，部分区域发生了动态再结晶现象，但并不明显。当温度继续升高到450℃时，此合金在较高的温度下发生变形，且具有较长的变形时间，动态再结晶现象较为明显，等轴状α相较多，且均匀分布。当温度升至500℃，组织中初生α相等轴化程度进一步增加。当温度升到550℃后，较高的温度会进一步促进发生断裂的α相开始长大，即动态再结晶以及等轴化现象更加明显。
图4（f）为拉伸温度升高过程中的组织演变机理图。可看出，当拉伸温度较低时，较低的温度让原子难以发生充分扩散，组织中位错未能充分地被抵消，位错密度逐渐增加。同时，再结晶未能充分发生，虽然组织中再结晶形核的位置较多，但因为温度较低，晶粒没有足够的能量发生生长，此时动态回复为主要软化机制[14]。而较高的拉伸温度有利于动态再结晶软化机制，这是因为温度较高时，较高的温度使合金有足够的能量发生动态再结晶，而动态再结晶的程度与拉伸温度成正比，与合金的热变形抗力与成反比。同时，在断口位置的βT中还出现了一定数量的层片状α相，这是在高温拉伸过程中，有部分α相会转变为β相，在空冷过程中β相发生马氏体相变所致。
2.4物相分析
图5为不同温度拉伸后TC11钛合金棒材断口附近组织的XRD图谱。可看出，不同拉伸温度下，合金断口附近组织的衍射峰总体相似，其衍射峰均由α相的特征峰构成，并未出现α'相、α"相以及β相特征峰。进一步观察发现，当拉伸温度不同时，最显著的区别为衍射峰强度有一定的变化。拉伸温度的改变会使组织中晶界的数量和分布发生变化。当晶界增多时，晶界会散射来自X射线入射的波到更多的方向上，使得在衍射实验中检测到的衍射峰强度减弱[15-16]；晶界的增多会增加晶体中散射中心的数量，导致衍射图案更加弥散，峰的强度减弱。相反，当晶界减少时，晶界散射的数量减少，晶体的内部结构更加有序，在衍射实验中，导致在特定方向上发生更多的构型干涉，增强衍射峰的强度；晶体中的散射中心减少，使得衍射图案中的峰变得更加尖锐和强烈。另外，不同的拉伸温度会使晶格常数发生改变，从而影响晶体的衍射行为[17]。因为晶体中的衍射图案是由晶格周期性结构产生的，晶格常数发生变化会改变晶体中原子间距和晶体结构，从而影响衍射图案中衍射峰的位置和强度。
2.5拉伸断口微观形貌
图6为不同温度拉伸后TC11钛合金棒材断口的微观形貌。发现断口形貌均由大量的韧窝组成，其在断口中均匀分布，相比于传统室温拉伸断口，最主要的区别为断口中韧窝数量更多。这主要是由于在高温条件下，合金的塑性增加，合金的变形能力增加，更容易发生塑性变形，形成更多的韧窝[18]。另外，在高温条件下，合金的断裂机制通常是塑性变形下的晶粒滑移和晶界滑移，从而形成更多韧窝[19-20]，而室温条件下，合金的断裂形式通常是脆性断裂。
同时发现，在拉伸温度为350℃的断口中有少量的撕裂棱存在，这是因为此时温度较低，组织以粗大长条状α相为主，等轴状初生α相含量少，加上大量细小次生α相的共同作用，在拉伸变形过程中，应力在一些局部区域集中，产生应力集中。在应力集中的地方，晶界会承受较高的剪切应力，容易发生剪切变形。当应力超过晶界的剪切强度时，晶界发生剪切，从而形成撕裂棱。
3、结论
（1）随拉伸温度升高，合金的强度不断降低，塑性升高。合金在350℃进行拉伸时，其强度达到最大值，此时抗拉强度为733MPa、屈服强度为565MPa。合金在550℃进行拉伸时，其塑性达到最大值，断后伸长率为21%、断面收缩率为51%。
（2）与原始锻态组织相比，高温拉伸断口位置的初生α相晶粒明显粗化，随拉伸温度升高，组织仍以长条状初生α相为主，但细小的等轴状α相含量增加。
（3）经不同温度拉伸断裂后，断口处组织的衍射峰总体相似，并未出现新的衍射峰。高温拉伸断口形貌均由大量的韧窝组成，韧窝在断口中均匀分布。
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（注，原文标题：TC11钛合金的高温拉伸组织与性能研究）
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