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由于高比强度、断裂韧性、抗裂纹扩展性、蠕变性、耐腐蚀性和非磁性的独特组合，钛合金是用于不同应用的最重要的结构材料之一。由于这些合金越来越广泛地应用于航空航天和军事技术的关键产品中，对它们的物理、机械和使用性能提出了更高的要求。

为了改善使用性能或某些特定特性的平衡，在获得钛基合金的新成分和开发其生产和处理的先进方法方面进行了持续的工作。特别地，钛合金T110(Ti-Al-V-Mo-Fe-Zr-Nb系)被设计为一种新的可焊接和可硬化材料。

实际组成为(重量)的T110合金%)铝-0.8在科学和生产中心“泰坦”(乌克兰基辅)熔化采用双熔电子束冷床法；生产出直径为110毫米、长度为200毫米的圆柱形铸锭。将铸锭剥离，然后进行多步热机械加工，随后进行热处理(图一a)。

形变热处理包括:首先，在高于β-转变温度(T)的温度下进行总压下量不小于70%的3D压制β—α+β的温度0→β多晶型转变在炉内加热平衡条件下完成，然后在低于T约50℃的温度下交叉轧制β。这种相当常规的处理在中有更详细的描述。

为了研究微观结构转变程度的影响(形成尽可能多的纵横比接近1的球状均匀微观结构)，压制半成品的最终交叉轧制以不同的板厚(h)缩减至15mm(ε总数=2，包括3D压制阶段，图一a)和10毫米(ε总数=3)。热变形后，进行热处理(在850℃退火3小时，随炉缓慢冷却)以稳定相组成和微观结构。为了评估热硬化对各种应力模式下机械性能的影响，轧制后的一些样品ε总数=2进行以下热处理:在880℃固溶45分钟，水淬，最后在550℃时效5小时。

T110合金在上述所有显微组织状态下的机械性能在拉伸和压缩试验中确定。拉伸试验在标距直径为4毫米、长度为25毫米的圆柱形试样上进行(如图1b所示从钢板上切下)。使用根据ASTME8标准的INSTRON3376机器。张力速率从8到10不等−4s−1到3.610−2s−1。

接着，对直径为5mm、长度为5mm的圆柱形试样进行准静态和高应变率压缩试验，这些试样是沿轧制(RD)和横向(TD)方向从钢板上切下的，如图1所示。分别是b、3。高应变率压缩试验是通过经典的分离式霍普金森压杆(SHPB)技术进行的使用图2中示意性显示的系统。

压缩率为10−3s−1QSC实验，而SHPB实验从870年−1到3520年代−1。关于所应用的SHPB设置的更多细节在我们以前的工作中给出。用XL70的光学显微镜(OM)和VEGA3和MIRA3显微镜的扫描电子显微镜(SEM)研究了所有材料的结构。拉伸试验样品的微观结构也在靠近断裂位置的样品纵向垂直于断裂面切割的截面上进行分析(图一c)。

在纵向切割和抛光的样品上研究压缩试验样品的微观结构。在SEMMIRA3上用电子背散射衍射(EBSD)技术获得了一些不同状态样品的局部取向图。在ULTIMAIV(RIGAKU，日本)衍射仪上通过x-射线衍射分析检查相组成和晶体织构。

在200kV加速电压下，在JEM-2000FXII显微镜上用透射电子显微镜(TEM)研究精细亚结构。用于TEM研究的箔片(直径3mm)通过在40°c下在由60%甲醇、35%丁醇和5%高氯酸组成的电解液中进行双喷射电解抛光制备。用于OM、SEM和EBSD研究的金相样品在标准研磨和抛光后使用Saphir振动抛光机制备。

至于所有钛双相α+β合金，T110合金的微观结构主要由形变力和形变热处理的温度条件决定。考虑了形变热处理模式对T110微观结构演变的影响.本研究中使用的热机械处理制度与后续退火相结合，可以转变初始粗晶层状结构(图3a)变成一个几乎完全球形的(图3b，c，h)。变形越大(ε总数=3)确保了与较低的球状微结构(ε总数=2)(比较图3h与3b，c)。

在较低变形后，T110合金的微观结构没有完全转变(再结晶)相成分的形态，并且大多数α-薄片在轧制方向上被拉长(图3b，c)。还应注意的是，采用的热机械加工和随后的冷却导致出现少量相当细小的二次α二-片晶，即使在最终退火后也不会消失(图3c)。

施加变形的程度和从片状到球状微观结构的转变的完全性的差异也伴随着x射线峰强度的变化(图4a，b)和样品的晶体结构(图4c–f)。从15毫米和10毫米厚的板材上切下的样品中，α相和β相的所有可能反射的存在(图4a，b)表示它们中没有太明显的晶体结构。

然而，对15mm和10mm厚的板的反射强度进行比较，可以揭示其纹理条件的一些本质差异，这通过极图的特征得到证实(图4c–f)。该比较清楚地表明，通过在两相α+β场中轧制而施加的更高程度的塑性变形(10mm厚的板)导致α相的基面(002)和β相的(200)面形成更尖锐和显著的织构(图4d、f分别对c和e)。

STA强化热处理在两相α+β区温度的应用，常用于合金元素含量相近的钛合金1,，导致固溶处理和淬火后初生α相颗粒的数量和尺寸减少(图3d)。老化后的最终微观结构有时被称为“不均匀的”,因为它由上述主要α相(表示为αI在图3e–g)和精细次级α二-在老化温度下等温暴露期间沉淀在β相基质内部的颗粒图。

例如。正是这个更好的α二+β混合物提供硬化效果，由于热强化处理的高温阶段是在两相中进行的α+β字段(即α+β→β→α′(α″)，相变不完全，保证了初生α的残留I颗粒)，材料的晶体结构实际上保持不变。

拉伸曲线的典型例子(试验样品在轧制方向(RD)上弯曲)如图5所示。在两种退火状态下，合金具有约1000MPa的屈服强度和高延展性——对于15mm和10mm厚的板，真实应变分别达到0.15和0.18，尽管在应变速率8-10下的屈服应力−4s−1略低于3.610−2s−1(图5a，c)。

STA硬化导致屈服强度显著增加，高达1500MPa(图5b)，而真实应变下降了大约一半。所有结构状态的拉伸速率的增加主要伴随着延性的显著降低，而强度几乎保持不变。如果我们将这些特性与以类似方式测试的Ti-6-4合金进行比较，应该注意到T110合金具有明显更高的强度，尤其是在STA硬化之后。

与低合金化Ti-6-4合金相比，这种强度优势与较高含量的β稳定合金元素有关，因此，β相的体积分数较高，这有助于STA硬化热处理过程中的强化过程。比较10mm和15mm厚的板，应该注意的是，由于更多等轴α球的更均匀结构，第一种板在相同应变率下具有更高的塑性(图5c对a)，而强度水平大致相同，因为微结构成分的尺寸相当相似，首先是α粒子(图3g对b)。两种材料都表现出相当低的拉伸加工硬化(图5a，c)；同时，STA硬化的样品在拉伸中没有表现出可见的加工硬化效应(图5b)。

QSC试验(以及高应变率SHPB压缩试验)在两个平行方向上进行:沿轧制方向(RD)和横向(TD)。QSC试验的结果如图6所示。首先，值得注意的是，退火后的15mm厚材料在轧制方向上的断裂应变是横向的两倍多，尽管两条应力-应变曲线的形状非常相似(图6a)。

处于这种退火微结构状态的T110合金在压缩过程中表现出强烈的加工硬化:对于在TD和RD方向上测试的试样，塑性流动应力分别从大约1000MPa增加到1300MPa和1600MPa(图6a中的曲线1和2)。STA硬化的15mm厚的材料在弹性变形阶段已经达到如此高的强度(超过1600MPa),并且强度的进一步增加是适度的(图6b)。

这可以用相对少量的初生α来解释I-在塑性变形过程中显著促进加工硬化的相(图3d–g)。由于α+β基质的高强度，应变硬化能力大大降低——与退火材料状态相比，断裂应变值降低了约三倍，在RD和TD方向的测试中都是如此(图6b对Fig6)。从退火的10mm厚的板上切下的样品的机械性能与从退火的15mm厚的板上切下的相似(比较图6c，a)。

然而，RD和TD方向的断裂应变值明显较高，而这两个方向的断裂应变值的差异与退火厚板相比要小得多。对于退火的15mm厚板，沿RD和TD方向的机械性能差异可以用两种结构来解释(图3a，c)和结晶学(图4a，b)纹理在这些方向上不同。由10mm厚的板制成的样品具有更均匀的微观结构(图。3h)和几乎对称的晶体织构(图4c、d)两个方向；因此，RD和TD方向的断裂应变值差异较小(图6c)。

图7显示了T110合金所有三种显微组织类型在RD和TD方向切割时，通过动态压缩SHPB试验获得的应力-应变曲线的典型例子。至于大多数金属，高应变速率导致强度的一定增加和塑性的更明显的下降。

与上述准静态压缩的结果相似，高应变率试验显示了单个结构条件之间以及RD和TD切割方向之间的显著差异。例如，在RD方向上从退火的15mm厚的板上切下的样品在3360s的应变速率下达到0.27的真实应变而没有断裂，但它在3520s的应变速率下断裂(图7a)。

反过来，沿TD方向切割的样品已经在2570s的应变速率下断裂，最大真应变只有在应变速率为2570s时才达到0.17(图7b)。RD和TD方向的强度水平几乎相同，约等于1520MPa，没有明显的应变硬化效应(图7a，b)。

15mm厚材料的STA硬化引起强度的显著增加(几乎高达2000MPa)和断裂应变的降低；然而，TD切割方向也更明显(图7c，d)。对于1520s的应变速率，在RD方向获得的最大真实应变等于0.11，而在应变速率为1670s时−1样本已经断裂(图7c)。对于TD切割方向的试样，在1230s时已经发生断裂，最大应变仅在应变速率为1220s时为0.08(图7d)。

与其他结构状态相比，从退火的10mm厚钢板上切下的样品显示出强度和塑性的最佳平衡。例如，在RD切割方向上测试的样品在2810s的应变速率下显示0.3的最大应变值−1并且在测试过程中没有破裂。为了比较，在RD方向上从退火的15mm厚的板上切下的样品在大约相同的应变速率，甚至在3360s的应变速率下−1样品的真实应变仅为0.27。

从退火的10mm厚板上切下的试样沿TD方向以2410s的应变速率断裂，而在22时材料仍然是可延展的，并且它达到了0.24的最大应变，这比在RD切割方向上从退火的15mm厚的板上切割下来的样品的最大应变高得多。

因此，10mm厚的板切割的退火样品不仅比15mm板切割的类似样品具有更好的强度和延展性平衡，而且在相互垂直的TD和RD方向上测试的样品之间的延展性差异明显更小。后一个事实显然与这些板块的晶体结构的差异有关。

退火态和硬化态材料的不同之处与拉伸时相同，即主要变形位于α二+β矩阵和原色的残余αI-阶段。准静态和动态压缩试验之间的主要区别在于，随着应变率的增加，应力分布在试样体积上的时间增加，松弛减少，这导致变形的局部化越来越高。此外，高应变率压缩下的局部绝热加热在变形过程中起到了额外的作用。