航空制造產(chǎn)業(yè)是高度綜合的戰(zhàn)略性高新技術(shù)產(chǎn)業(yè)，是國家工業(yè)實(shí)力的重要體現(xiàn)之一。為了滿足航空發(fā)動機(jī)設(shè)計(jì)和制造過程中高可靠性和大推重比的要求，航空發(fā)動機(jī)的結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)已經(jīng)向整體化方向發(fā)展，尤其是整體葉盤、葉環(huán)等已形成發(fā)展趨勢。整體葉盤是將發(fā)動機(jī)轉(zhuǎn)子的葉片和葉盤設(shè)計(jì)成一體，放棄使用傳統(tǒng)的榫頭和榫槽裝置進(jìn)行連接，從而減少零件數(shù)量和減輕發(fā)動機(jī)質(zhì)量，顯著提高發(fā)動機(jī)工作效率、工作壽命以及安全可靠性[1-2]。

整體葉盤需要在高溫、高壓、高負(fù)荷的復(fù)雜環(huán)境中服役[3]，這決定了其對于制造材料的選擇具有很高的要求，亟需耐高溫、抗氧化和阻燃等優(yōu)良性能的材料。鈦合金具有密度低、比強(qiáng)度高、耐腐蝕性能好等優(yōu)點(diǎn)，可在室溫和中高溫環(huán)境中服役，目前被廣泛地應(yīng)用于航空發(fā)動機(jī)整體葉盤的研發(fā)和制造領(lǐng)域[4-6]。

航空發(fā)動機(jī)工作時，整體葉盤各部位所承受的溫度和應(yīng)力區(qū)別較大。為了實(shí)現(xiàn)整體葉盤不同部位力學(xué)性能的最優(yōu)配置，鈦合金整體葉盤的“雙性能”設(shè)計(jì)思路被提出，即通過鍛造、焊接等方法使葉片和葉盤部位獲得不同且特定的顯微組織[7-9]。

葉片處需要承受高溫流動氣體和高頻振動應(yīng)力，且有受到外物損傷的可能性，因此要求葉片具有高強(qiáng)度和塑性、高周疲勞性能以及抗外物沖擊能力，一般采用強(qiáng)度高和塑性好的雙態(tài)組織材料[10-12]；而葉盤處工作溫度較低，需要承受多軸低頻循環(huán)應(yīng)力作用，因此要求葉盤具有高抗蠕變能力、低周疲勞性能和斷裂韌性，一般采用強(qiáng)度高和斷裂韌性好的網(wǎng) 籃組織材料[13-14]。

雙性能整體葉盤常見的設(shè)計(jì)思路是使用兩種合金，通過線性摩擦焊技術(shù)[15-16]將葉片焊接到盤體上來獲得不同的組織，從而實(shí)現(xiàn)雙性能的需求。

另外，也可以通過鍛造和熱處理等方法來控制單種合金獲得不同組織。單種合金所產(chǎn)生的雙性能往往會受到合金本身性能的限制，無法充分發(fā)揮雙性能整體葉盤的結(jié)構(gòu)優(yōu)勢[17]，因此“雙合金-雙組織”型整體葉盤具有很好的發(fā)展和應(yīng)用前景。目前，國內(nèi)外的相關(guān)研究常采用具有雙態(tài)組織的Ti-6Al-4V（TC4）合金作為葉片材料，葉盤材料則選擇具有網(wǎng)籃組織的Ti-5Al-4Mo-4Cr-2Sn-2Zr（TC17）合金。TC17鈦合金是一種綜合性能良好的近β型鈦合金，具有強(qiáng)度高、斷裂韌性好和鍛造溫度范圍寬等優(yōu)點(diǎn)。TC17鈦合金中的Mo和Cr元素為β相穩(wěn)定元素[18]，使合金既可以在β相區(qū)變形，也可以在α+β兩相區(qū)變形，從而通過不同的熱處理制度和鍛造工藝來調(diào)控合金的力學(xué)性能。經(jīng)過β鍛造后的TC17鈦合金獲得細(xì)長板條狀α相交錯排列的網(wǎng)籃組織，具有高強(qiáng)度、高斷裂韌性以及良好的疲勞性能和蠕變性能，被廣泛用于航空發(fā)動機(jī)高性能整體葉盤、鼓筒等大型關(guān)鍵零部件的制造[19-20]。

TC4鈦合金是一種α+β型鈦合金，具有高比強(qiáng)度、耐腐蝕性能以及優(yōu)良的高溫力學(xué)性能[21]。TC4鈦合金在α+β區(qū)鍛造后經(jīng)熱處理可以獲得雙態(tài)組織，具有高的強(qiáng)度和塑性，常常被用于航空發(fā)動機(jī)葉片等關(guān)鍵零部件的制造。

國內(nèi)外對于網(wǎng)籃組織TC17和雙態(tài)組織TC4鈦合金的力學(xué)性能進(jìn)行了大量的研究，諸如強(qiáng)塑性、高/低周疲勞性能以及斷裂韌性等。尤其是在準(zhǔn)靜態(tài)條件下的拉伸性能，是鈦合金實(shí)際應(yīng)用的重要數(shù)據(jù)支撐。王丹等[22]研究了兩相區(qū)變形量對TC17鈦合金的顯微組織和拉伸性能的影響，發(fā)現(xiàn)兩相區(qū)變形加速了網(wǎng)籃組織中板條狀α相的球化過程，且拉伸強(qiáng)度和塑性與變形程度呈線性關(guān)系，均隨變形量的增加而增大。王博涵等[23]在不同鍛造溫度和后續(xù)熱處理作用下，對TC4鈦合金分別進(jìn)行α+β鍛造、近β鍛造和β鍛造，得到了三種不同顯微組織。其中等軸組織的強(qiáng)度低但塑性好，片層組織的強(qiáng)度最高但塑性較差，而雙態(tài)組織有較高的強(qiáng)度和塑性，綜合力學(xué)性能最好。

整體葉盤在服役過程中往往需要承受復(fù)雜的準(zhǔn)靜態(tài)載荷的作用，而目前有關(guān)應(yīng)變速率對整體葉盤用鈦合金鍛件拉伸性能影響的研究，尤其是不同應(yīng)變速率條件下大尺寸實(shí)驗(yàn)件的拉伸性能研究則相對較少。本工作旨在研究整體葉盤用TC17和TC4鈦合金鍛件在不同應(yīng)變速率下的拉伸性能以及流變應(yīng)力的應(yīng)變速率敏感性，分析兩種合金在不同應(yīng)變速率下的變形組織和斷口形貌，并進(jìn)一步探討微觀組織形貌與合金強(qiáng)度和塑性的關(guān)系。

1、實(shí)驗(yàn)材料及方法

1.1實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)材料為TC17和TC4鈦合金，化學(xué)成分如表1所示。通過β鍛造和鍛后熱處理的方法制備具有網(wǎng)籃組織的TC17合金盤狀鍛件，使合金原始坯料加熱到β相區(qū)后進(jìn)行鍛造，并在α+β相區(qū)完成終鍛，鍛造后在一定溫度下保溫并空冷處理。同樣通過鍛造以及后續(xù)熱處理的方法制備具有雙態(tài)組織的TC4合金塊狀鍛件，使合金原始坯料加熱到α+β相區(qū)進(jìn)行鍛造，鍛造后在一定溫度下保溫并空冷處理。

1.2原始組織表征

通過線切割的方式分別從兩種合金原始鍛件上取下10mm×10mm×8mm的塊狀試樣并進(jìn)行熱鑲嵌。利用240號和320號砂紙打磨掉試樣的氧化皮后，依次用9μm和3μm粒徑的金剛石拋光液以及SiO₂和雙氧水混合拋光液拋光，隨后在去離子水∶HNO3∶HF=100∶3∶2（體積比）混合液中進(jìn)行腐蝕。TC17和TC4合金樣品的腐蝕時間分別為 13s和20s。采用LEICADMI8型金相顯微鏡（OM）觀察合金原始組織。同樣將試樣磨拋成鏡面后，在小壓力下用SiO₂和雙氧水的混合拋光液進(jìn)行30min的機(jī)械化學(xué)拋光來去除試樣表面的殘余應(yīng)力，隨后在去離子水下拋光10min。利用IT800-SHL型高分辨場發(fā)射掃描電鏡（SEM）配備的電子背散射衍射（EBSD）技術(shù)對拋光后試樣的微觀組織進(jìn)行表征，加速電壓為20kV。

1.3力學(xué)性能測試

采用HVD-5IS型維氏硬度計(jì)測定兩種合金的維氏硬度，測試位置各10個，所用的載荷為49N，加載時間為15s。通過線切割的方式從原始鍛件上沿垂直于鍛造方向切取拉伸試樣，試樣總長度為198.4mm，平行段長度為98.4mm，標(biāo)距長度為75mm，平行段寬度為12.5mm，厚度為1mm，具體尺寸如圖1所示。拉伸實(shí)驗(yàn)在UTM4204X型萬能 實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，采用的應(yīng)變速率為1×10^?5、1×10^?4、1×10^?3s^?1和1×10^?2s^?1，每種應(yīng)變速率下進(jìn)行3次實(shí)驗(yàn)，采用標(biāo)距為25mm的引伸計(jì)，拉伸方向垂直于合金鍛造方向。

1.4變形組織和斷口形貌表征

通過線切割的方式從拉伸試樣斷口附近切下長度為5mm的試樣，對樣品進(jìn)行磨拋和腐蝕，采用OM觀察斷口附近變形組織，并結(jié)合EBSD技術(shù)對其進(jìn)行研究和分析。另外從拉伸試樣另一側(cè)斷口附近切下長度為5mm的試樣，采用SEM對試樣進(jìn)行斷口形貌觀察。

2、結(jié)果與討論

2.1合金的原始組織

圖2（a）、（b）為TC17合金原始組織的OM圖。TC17合金經(jīng)過β鍛造和熱處理后得到網(wǎng)籃組織，低倍下由尺寸較大的β晶粒（圖2（a））以及晶界處連續(xù)分布的α相組成，高倍下在β晶粒中觀察到大量縱橫交錯的板條狀α相（圖2（b））。對合金的原始試樣進(jìn)行EBSD觀察（掃描步長為0.1μm），結(jié)果如圖2（c）～（e）所示，其中（c）、（d）、（e）分別為反極圖、相圖以及Kernel平均取向差（KAM）圖。如圖2（c）所示，β晶粒中的板條狀α相具有不同的取向，縱橫交錯分布形成網(wǎng)籃結(jié)構(gòu)。在板條狀α相交錯分布的空隙處還分布著大量的殘余β相，如圖2（d）所示。KAM圖可用于反映不同位置的幾何必須位錯密度、晶格畸變以及殘留應(yīng)變等信息[24]，圖中不同顏色代表著不同的KAM值，紅色代表高KAM值，藍(lán)色代表低KAM值。從圖2（e）中可以看出，合金的原始組織經(jīng)過β鍛造和熱處理后還殘留了一定程度的應(yīng)變，其中板條狀α相的KAM值較低，而殘余β相的KAM值較高，即存在較大的殘留應(yīng)變。

圖3（a）、（b）為TC4合金原始組織的OM圖。TC4合金經(jīng)過鍛造以及后續(xù)熱處理獲得雙態(tài)組織，低倍下由等軸狀的初生α相和β轉(zhuǎn)變組織（圖3（a）箭頭所示）組成，高倍下在β轉(zhuǎn)變組織中觀察到大量片層狀的次生α相（圖3（b））。圖3（c）～（h）為合金原始組織的EBSD反極圖、相圖以及KAM圖（掃描步長為0.1μm）。初生α相和次生α相均較為清晰（圖3（c）），而β轉(zhuǎn)變組織中的殘余β相在相圖中的含量極少且尺寸較小（圖3（d）），難以被很好地解析標(biāo)定。如圖3（e）所示，初生α相與β轉(zhuǎn)變組織的界面處呈現(xiàn)出較高的KAM值，而β轉(zhuǎn)變組織中KAM值較高處主要分布在次生α相的片層之間。為了對β轉(zhuǎn)變組織中的次生α相和殘余β相做進(jìn)一步的分析，對圖3（c）中方框區(qū)域進(jìn)行掃描步長為0.01μm的EBSD觀察，如圖3（f）～（h）所示。與網(wǎng)籃組織中板條狀α相的縱橫交錯排列不同，β轉(zhuǎn)變組織中次生α相 的排列較為規(guī)則，在次生α相的片層之間分布著殘余β相（圖3（f）和（g））。另外，殘余β相的KAM值較高，如圖3（h）所示，存在較大的殘留應(yīng)變。

2.2合金的力學(xué)性能

從原始組織的硬度測量結(jié)果得知，TC17和TC4合金的維氏硬度分別為380HV和320HV，網(wǎng)籃組織的TC17合金比雙態(tài)組織的TC4合金具有更高的維氏硬度。圖4為兩種合金在不同應(yīng)變速率拉伸實(shí)驗(yàn)下所得到的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線、真應(yīng)力-應(yīng)變及加工硬化率曲線。如圖4（a-1）、（b-1）所示，合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均隨應(yīng)變速率增加呈現(xiàn)上升趨勢，伸長率則隨應(yīng)變速率增加而下降，表現(xiàn)出應(yīng)變速率強(qiáng)化效應(yīng)。從圖4（a-2）、（b-2）中可以看出，兩種合金的加工硬化率在屈服之后逐漸下降，且隨著應(yīng)變速率的增加，其下降速度逐漸加快，加工硬化效應(yīng)變差。在相同應(yīng)變速率下，TC17相較于TC4合金在屈服之后的加工硬化率下降較慢，表現(xiàn)出更好的加工硬化效應(yīng)。表2列出了   兩種合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和總伸長率，并對其進(jìn)行了對比分析，如圖5（a）、（b）所示。隨著應(yīng)變速率的增加，TC17合金的屈服強(qiáng)度從1036MPa增加到1128MPa，抗拉強(qiáng)度從1123MPa增加到1162MPa，上升幅度對比屈服強(qiáng)度略有降低。

TC4合金的屈服強(qiáng)度從818MPa增加到910MPa，抗拉強(qiáng)度則從892MPa增加到949MPa。在相同的應(yīng)變速率下，TC17合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均比TC4合金高約200MPa。隨著應(yīng)變速率的增加，兩種合金的總伸長率均呈現(xiàn)下降趨勢，如TC17合金的總伸長率從8.1%下降到6.2%，而TC4合金從9.3%下降到5.4%，綜合比較發(fā)現(xiàn)TC4合金的總伸長率略高于TC17合金，即其塑性較好。

應(yīng)變速率敏感性系數(shù)（m）是反映塑性變形時合金的流變應(yīng)力對于應(yīng)變速率的敏感性程度，即反映了應(yīng)變速率增加時合金的強(qiáng)化傾向，可通過式（1）

計(jì)算求得：m=dσ/dln˙ε(1)

˙ε式中：為應(yīng)變速率；σ為流變應(yīng)力。

圖5為兩種合金在不同應(yīng)變速率下的強(qiáng)度、總伸長率和在不同真應(yīng)變下的流變應(yīng)力變化值（Δσ）、應(yīng)變速率敏感性系數(shù)（m）。兩種合金的Δσ均為正值，且隨著真應(yīng)變的增加而逐漸減小。

在相同的應(yīng)變速率變化條件下，TC4合金的Δσ均高于TC17合金。基于不同應(yīng)變速率下的屈服強(qiáng)度，計(jì)算得到TC17和TC4合金的應(yīng)變速率敏感性系數(shù)（m）分別為15.6MPa和8.9MPa。此時m代表應(yīng)變速率本身導(dǎo)致的流變應(yīng)力增加，不需要考慮變形組織對流變應(yīng)力的影響。隨著應(yīng)變的增加，流變應(yīng)力的變化受到應(yīng)變速率和變形組織的共同影響 [25]，高應(yīng)變速率下迅速增殖的位錯在相界面處塞積而阻礙位錯運(yùn)動，造成應(yīng)力集中，表現(xiàn)出正的應(yīng)變速率敏感性。在真應(yīng)變增加到0.04時，兩種合金的m分別減小到8.02MPa和5.06MPa。在相同真應(yīng)變下，TC17合金的m值更大，表現(xiàn)出更高的應(yīng)變速率敏感性。依據(jù)位錯熱激活理論，應(yīng)變速率對屈服強(qiáng)度的影響依賴于位錯與短程障礙的交互作用，可以用位錯熱激活體積（ΔV）來表示，如式（2）所示：?V=MkBT/m(2)

式中：M為泰勒常數(shù)（M=3.06）；kB為玻爾茲曼常數(shù)（kB=1.38×10-23J/K）；T為絕對溫度（T=298K）。對?V的值通過b3歸一化處理，b為Burgers矢量。

在屈服點(diǎn)處，TC17和TC4合金的?V分別為49b3和86b3，這與合金中固溶原子的強(qiáng)化作用和晶格阻力等因素對位錯熱激活行為的影響有關(guān)。隨著應(yīng)變的增加，位錯熱激活行為還與相界面處的幾何必須位錯密度有關(guān)[25]。

2.3合金拉伸試樣的變形組織

圖6為TC17和TC4合金拉伸試樣斷口附近變形組織的OM圖。TC17合金的斷口裂紋擴(kuò)展路徑不規(guī)則，裂紋起伏程度較大，不同應(yīng)變速率下的試樣斷口處均觀察到銳利峰（圖6（a-1）、（a-2））。TC4合金在不同應(yīng)變速率下的試樣斷口較為平整，斷口處未出現(xiàn)銳利峰，裂紋起伏程度小（圖6（b-1）、（b-2））。進(jìn)一步使用ImageJ軟件對斷口裂紋擴(kuò)展距離進(jìn)行定量測量，結(jié)果如圖7所示。同一種合金在不同應(yīng)變速率下斷口裂紋擴(kuò)展距離差距較小，TC17和TC4合金分別為18mm和15mm，這說明應(yīng)變速率對合金的斷口裂紋擴(kuò)展距離影響不大。在相同應(yīng)變速率條件下，TC17合金的斷口裂紋擴(kuò)展距離大于TC4合金，這與斷口處裂紋起伏程度有關(guān)。如圖6（a-1）、（a-2）的局部放大圖所示，在TC17合金的網(wǎng)籃組織中，交錯排列的板條狀α相容易使斷口裂紋在擴(kuò)展過程中發(fā)生偏轉(zhuǎn)，從而導(dǎo)致斷口形狀不規(guī)則。裂紋在尖端應(yīng)力集中的作用下擴(kuò)展并穿過β晶粒，當(dāng)裂紋遇到不同位向β晶粒時，裂紋擴(kuò)展方向?qū)l(fā)生偏離并沿晶界處連續(xù)分布的α相擴(kuò)展。另外，板條狀α相與殘余β相形成了大量的相界面，微裂紋易在相界面處萌生并擴(kuò)展，導(dǎo)致主裂紋分叉，進(jìn)一步增加了裂紋的擴(kuò)展距離[26]。裂紋擴(kuò)展距離長，擴(kuò)展過程中需要消耗更多的能量，提高了合金抵抗裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展的能力。從圖6（b-1）、（b-2）的局部放大圖中可以看出，雙態(tài)組織中的初生α相呈等軸狀，具有較好的協(xié)調(diào)變形能力，當(dāng)初生α相分布在β轉(zhuǎn)變組織的晶界處時，會對微裂紋萌生過程產(chǎn)生抑制作用[12]，因此在TC4合金的斷口裂紋附近未觀察到微裂紋。另外，β轉(zhuǎn)變組織中次生α相排列較為規(guī)則，裂紋穿過β轉(zhuǎn)變組織時難以隨意偏轉(zhuǎn)，從而使斷口形狀較為平整。裂紋在擴(kuò)展過程中未出現(xiàn)較大的起伏，消耗的能量較少，阻礙后續(xù)裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展的能力較弱。

圖8為兩種合金在1×10^?3s^?1下斷口附近變形組織的EBSD圖。圖8（a1-1）～（a1-3）為TC17合金在1×10^?3s^?1應(yīng)變速率下的變形組織EBSD圖（掃描步長為0.6μm）。斷口處主裂紋在擴(kuò)展過程中分叉形成微裂紋，微裂紋發(fā)生穿晶斷裂，穿過大量的板條狀α相繼續(xù)擴(kuò)展。為了分析微裂紋的擴(kuò)展情況，對微裂紋尖端區(qū)域做了進(jìn)一步的BSD分析（掃描步長為0.1μm），如圖8（a2-1）～（a2-3）所示。微裂紋尖端區(qū)域有沿著α/β相界面繼續(xù)擴(kuò)展的趨勢，且在β晶粒的晶界處再次分叉，形成更為細(xì)小的微裂紋（圖8（a2-1））。板條狀α相間分布著殘余β相（圖8（a2-2）），在微裂紋附近的殘余β相發(fā)生了較大程度的變形，難以被很好地解析標(biāo)定。相較于板條狀α相，殘余β相具有更高的KAM值，如圖8（a2-3）所示。由于網(wǎng)籃組織中大量的板條狀α相交錯排列，導(dǎo)致α/β相界面較多，相界面容易對位錯滑移產(chǎn)生阻礙作用，導(dǎo)致位錯運(yùn)動的平均自由行程短。同時，位錯容易在α/β相界面處發(fā)生塞積，形成應(yīng)力集中，也促進(jìn)了相界面處的微裂紋萌生。

圖8（b-1）～（b-3）為TC4合金在1×10?3s?1應(yīng)變速率下的變形組織EBSD圖（掃描步長為0.1μm）。

斷口裂紋在擴(kuò)展過程中發(fā)生了穿晶斷裂，穿過片層狀的次生α相（圖8（b-1）），且未觀察到微裂紋。圖8（b-2）中只顯示出少量的殘余β相，且難以被很好地解析標(biāo)定。從圖8（b-3）中也可以看出，初生α相和片層狀的次生α相具有較低的KAM值，而分布在α相間的殘余β相的KAM值較高，變形程度更大。對于雙態(tài)組織，初生α相呈等軸狀，具有較好的協(xié)調(diào)變形能力，位錯運(yùn)動至初生α相時所受的阻礙作用較小，且位錯運(yùn)動的平均自由行程長。

另外，β轉(zhuǎn)變組織中的次生α相排列方式導(dǎo)致α/β相界面減少，對位錯運(yùn)動的阻礙作用減弱。因此與網(wǎng)籃組織相比，雙態(tài)組織的強(qiáng)度較低而塑性變形能力較好。

2.4合金拉伸試樣的斷口形貌

圖9為TC17和TC4合金分別在1×10^?5s^?1和1×10^?3s^?1應(yīng)變速率下的拉伸斷口形貌SEM圖。如圖9（a-1）、（a-2）的局部放大圖所示，TC17合金斷口凹凸不平，斷口表面觀察到鋒利的凸起峰和裂紋形貌。斷口處包含大量尺寸較小的韌窩，大部分韌窩形狀呈現(xiàn)橢圓形，韌窩周圍分布著微孔。另外斷口處裂紋較深，裂紋處呈現(xiàn)撕裂狀臺階形貌，且裂紋附近存在拉長韌窩。從圖9（a-1）、（a-2）的局部放大圖中可以看出，與TC17合金相比，TC4合金的斷口較為平整，斷口處凸起少且較為鈍化。斷口表面存在著尺寸較大的韌窩，韌窩周圍同樣分布著大量的微孔。斷口表面未觀察到裂紋形貌，韌窩拉長的現(xiàn)象不明顯。與TC17相比，TC4合金斷口的韌窩和微孔的尺寸均有所增大。圖10統(tǒng)計(jì)了兩種合金在不同應(yīng)變速率拉伸后斷口處單位面積（100μm2）的韌窩數(shù)目。單位面積內(nèi)的韌窩數(shù)目越多，表明單個韌窩的尺寸越小。從圖10可以看出，隨著應(yīng)變速率的增加，兩種合金單位面積內(nèi)的韌窩數(shù)目均呈現(xiàn)出增多的趨勢。在相同應(yīng)變速率下，TC17合金單位面積內(nèi)的韌窩數(shù)目多于TC4合金。位錯在運(yùn)動過程中容易在相界面處發(fā)生塞積而形成應(yīng)力集中，促進(jìn)微孔形核，微孔形核后長大并聚集形成韌窩[27]。相比于網(wǎng)籃組織，雙態(tài)組織中α/β相界面較少，從而使微孔形核較少。微孔聚集形成的韌窩數(shù)目較少，單個韌窩尺寸更大，相對應(yīng)的合金塑性較好。

3、結(jié)論

（1）TC17和TC4鈦合金鍛件的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度隨應(yīng)變速率的增加逐漸升高，表現(xiàn)出應(yīng)變速率強(qiáng)化效應(yīng)，且兩種合金的總伸長率呈現(xiàn)下降趨勢。在相同應(yīng)變速率下，TC17合金具有較好的強(qiáng)塑性匹配，而TC4合金強(qiáng)度較低且塑性較好。兩種合金均表現(xiàn)為正流變應(yīng)力的應(yīng)變速率敏感性，且應(yīng)變速率敏感性系數(shù)隨真應(yīng)變增加呈現(xiàn)減小的趨勢。

（2）TC17和TC4合金的原始組織分別為網(wǎng)籃組織和雙態(tài)組織，除合金元素的固溶強(qiáng)化外，網(wǎng)籃組織中由于板條狀α相與殘余β相交錯排列，相界面較多，容易產(chǎn)生位錯塞積，強(qiáng)度相對較高；而雙態(tài)組織中初生α相具有較好的協(xié)調(diào)變形能力，且β轉(zhuǎn)變組織中片層次生α相排列較為規(guī)則，對位錯的阻礙作用較小，強(qiáng)度相對較低。

（3）TC17合金網(wǎng)籃組織中相界面較多，位錯易在相界面處塞積，產(chǎn)生應(yīng)力集中，促進(jìn)微孔形核并長大聚集形成大量小尺寸韌窩，降低了合金塑性。TC4合金雙態(tài)組織中相界面較少，微孔形核減少，導(dǎo)致斷口處韌窩數(shù)目少且韌窩尺寸大，合金的塑性較好。

參考文獻(xiàn)：

［1］王增強(qiáng). 先進(jìn)航空發(fā)動機(jī)關(guān)鍵制造技術(shù) [J]. 航空制造技術(shù)，2015（22）：34-38.

WANG Z Q. Key manufacturing technology of advanced aeroengine[J]. Aeronautical Manufacturing Technology，2015（22）：34-38.

［2］FU Y Z， GAO H， WANG X P， et al. Machining the integral impeller and blisk of aero-engines： a review of surface finishing and strengthening technologies[J].Chinese Journal of Mechanical Engineering， 2017，30（3）：528-543.

［3］蔡建明，弭光寶，高帆，等. 航空發(fā)動機(jī)用先進(jìn)高溫鈦合金材料技術(shù)研究與發(fā)展 [J]. 材料工程，2016，44（8）：1-10.

CAI J M，MI G B，GAO F，et al. Research and develop-ment of some advanced high temperature titanium alloys for aero-engine[J]. Journal of Materials Engineering，2016，44（8）：1-10.

［4］黃張洪，曲恒磊，鄧超，等. 航空用鈦及鈦合金的發(fā)展及應(yīng)用 [J]. 材料導(dǎo)報(bào)，2011，25（1）：102-107.

HUANG Z H，QU H L，DENG C，et al. Development and application of aerial titanium and its alloys[J]. Materials Reports，2011，25（1）：102-107.

［5］ZHANG X S，CHEN Y J，HU J L. Recent advances in the development of aerospace materials[J]. Progress in Aerospace Sciences，2018，97：22-34.

［6］劉世鋒，宋璽，薛彤，等. 鈦合金及鈦基復(fù)合材料在航空航天的應(yīng)用和發(fā)展 [J]. 航空材料學(xué)報(bào)，2020，40（3）：77-94.

LIU S F，SONG X，XUE T，et al. Application and devel-opment of titanium alloy and titanium matrix composites in aerospace field[J]. Journal of Aeronautical Materials，2020，40（3）：77-94.

［7］蔡建明，田豐，劉東，等. 600 ℃ 高溫鈦合金雙性能整體葉盤鍛件制備技術(shù)研究進(jìn)展 [J]. 材料工程，2018，46（5）：36-43.

CAI J M， TIAN F， LIU D， et al. Research progress in manufacturing technology of 600 ℃ high temperature titanium alloy dual property blisk forging[J]. Journal of Materials Engineering，2018，46（5）：36-43.

［8］蔡建明，李娟，田豐，等. 先進(jìn)航空發(fā)動機(jī)用高溫鈦合金雙性能整體葉盤的制造 [J]. 航空制造技術(shù)，2019，62（19）：34-40.

CAI J M，LI J，TIAN F，et al. Manufacture of high tem-perature titanium alloy dual-property blisk used for advanced aero-engine[J]. Aeronautical Manufacturing Technology，2019，62（19）：34-40.

［9］李祚軍，田偉，張?zhí)飩}，等. 線性摩擦焊接鈦合金整體葉盤研制與實(shí)驗(yàn)研究 [J]. 航空材料學(xué)報(bào)，2020，40（4）：71-76.

LI Z J，TIAN W，ZHANG T C，et al. Development and experimental study on linear friction welding titanium alloy blisk[J]. Journal of Aeronautical Materials， 2020，40（4）：71-76.

［10］GUO P， ZHAO Y Q， ZENG W D， et al. The effect of microstructure on the mechanical properties of TC4-DT titanium alloys[J]. Materials Science and Engineering：A，2013，563：106-111.

［11］LI C L，MI X J，YE W J，et al. A study on the microstruc-tures and tensile properties of new beta high strength titanium alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds，2013，550：23-30.

［12］SHI X H，ZENG W D，LONG Y，et al. Microstructure evolution and mechanical properties of near-α Ti-8Al-1Mo-1V alloy at different solution temperatures and cool-ing rates[J]. Journal of Alloys and Compounds， 2017，727：555-564.

［13］LIANG R，JI Y P，WANG S J，et al. Effect of microstruc-ture on fracture toughness and fatigue crack growth beha-vior of Ti17 alloy[J]. Metals，2016，6（8）：186.

［14］YAMABE- MITARAI Y， KURODA S， MOTOHASHI N，et al. Effect of microstructure on tensile properties of Ti-17 alloys forged using a 1500-ton forging simulator [J]. MATEC Web of Conferences，2020，321：04014.

［15］MATEO A，CORZO M，ANGLADA M，et al. Welding repair by linear friction in titanium alloys[J]. MaterialsScience and Technology，2009，25（7）：905-913.

［16］李曉紅，張彥華，李贊，等. 熱處理溫度對 TC17（α+β）/TC17（β）鈦合金線性摩擦焊接頭組織及力學(xué)性能的影響 [J]. 材料工程，2020，48（1）：115-120.

LI X H，ZHANG Y H，LI Z，et al. Effect of heat treat-ment temperatures on microstructure and mechanical property of linear friction welded joints of titanium alloysTC17（α+β）/TC17（β）[J]. Journal of Materials Engineer-ing，2020，48（1）：115-120.

［17］高峻，羅皎，李淼泉. 航空發(fā)動機(jī)雙性能盤制造技術(shù)與機(jī)理的研究進(jìn)展 [J]. 航空材料學(xué)報(bào)，2012，32（6）：37-43.

GAO J，LUO J，LI M Q. Advance in manufacture techno-logy and mechanism of aero-engine dual property disk[J]. Journal of Aeronautical Materials，2012，32（6）：37-43.

［18］JIAO L，QIAO S R，ZHANG C Y，et al. Fatigue proper-ties of Ti17 alloy strengthened by combination of electric spark treatment with ultrasonic surface treatment[J]. Rare Metal Materials and Engineering，2010，39（12）：2091-2094.

［19］WU J F，ZOU S K，ZHANG Y K，et al. Microstructures and mechanical properties of β forging Ti17 alloy under combined laser shock processing and shot peening[J].Surface and Coatings Technology，2017，328：283-291.

［20］SUN J Z，LI M Q，LI H. Deformation behavior of TC17 titanium alloy with basketweave microstructure during isothermal compression[J]. Journal of Alloys and Com-pounds，2018，730：533-543.

［21］朱知壽，商國強(qiáng)，王新南，等. 航空用鈦合金顯微組織控制和力學(xué)性能關(guān)系 [J]. 航空材料學(xué)報(bào)，2020，40（3）：1-10.

ZHU Z S，SHANG G Q，WANG X N，et al. Microstruc-ture controlling technology and mechanical properties relationship of titanium alloys for aviation applications[J]. Journal of Aeronautical Materials，2020，40（3）：1-10.

［22］王丹，趙興東，徐建偉，等. 兩相區(qū)變形對 TC17 鈦合金組 織 及 拉 伸 性 能 的 影 響 [J]. 熱 加 工 工 藝 ， 2020，49（6）：73-76.

WANG D，ZHAO X D，XU J W，et al. Effect of deforma-tion in two-phase region on microstructure and tensile properties of TC17 titanium alloy[J]. Hot Working Tech-nology，2020，49（6）：73-76.

［23］王博涵，程禮，崔文斌，等. 鍛造工藝對 TC4 鈦合金組織和力學(xué)性能的影響 [J]. 熱加工工藝，2021，50（23）：17-21.

WANG B H，CHENG L，CUI W B，et al. Effect of for-ging process on microstructure and mechanical properties of TC4 titanium alloy[J]. Hot Working Technology， 2021，50（23）：17-21.

［24］CAI M H，WEI X，ROLFE B，et al. Microstructure and texture evolution during tensile deformation of symmet-ric/asymmetric-rolled low carbon micro alloyed steel[J].Materials Science and Engineering A， 2015， 641： 297-304.

［25］YAO K， MIN X H. Abnormal strain rate strengthening and strain hardening with constitutive modeling in body-centered cubic {332}<113> TWIP titanium alloy[J].Acta Materialia，2022，226：117641.

［26］SHAO H，ZHAO Y Q，GE P，et al. In-situ SEM observa-tions of tensile deformation of the lamellar microstruc-ture in TC21 titanium alloy[J]. Materials Science and Engineering:A，2013，559：515-519.

［27］李靜，林鑫，錢遠(yuǎn)宏，等. 激光立體成形 TC4 鈦合金組織和力學(xué)性能研究 [J]. 中國激光，2014，41（11）：109-113.

LI J，LIN X，QIAN Y H，et al. Study on microstructure and property of laser solid forming TC4 titanium alloy[J]. Chinese Journal of Lasers，2014，41（11）：109- 113.

收稿日期：2022-11-10；修訂日期：2022-12-12

基金項(xiàng)目：遼寧省航空發(fā)動機(jī)沖擊動力學(xué)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室開放基金 項(xiàng) 目 （ JC36021050017） ； 國 家 自 然 科 學(xué) 基 金 項(xiàng) 目（52071051）

通訊作者：閔小華（1974—），男，博士，教授，主要從事高性能鈦合金研究，聯(lián)系地址：遼寧省大連市大連理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院（116024），E-mail: minxiaohua@dlut.edu.cn

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