(β型)钛合金凭借其高的比强度、良好的耐腐蚀性、低的弹性模量等结构功能特性,在航空航天、生物医用以及海洋工程等领域具广泛的应用前景^[1,2,3].同时,β型钛合金兼具优良的時效强化性(ω相和α相)^[4,5,6,7]和塑性变形方式多样性(变形诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>和{112}<111>孪生以及位错滑移)的特点^{[4,5,6,7,8,9]}.一方面,通过调控合金中第二相析出來强化往往导致塑性的下降,尤其是ω相作为一种硬脆相,会急剧降低β型钛合金的塑性^[7,10~12].另一方面,该合金的力学性能强烈依赖于其塑性变形方式^[13]：比如{332}<113>孪生方式主导变形时,合金显示低的屈服强度、高的伸长率和明显的加工硬化行为;而位错滑移方式主导变形时,合金的屈服强度高且幾乎不发生加工硬化.因此,仅靠第二相析出强化或单一塑性变形方式都很难同时提高β型钛合金屈服强度和均匀伸长率.

(β型)钛合金凭借其高嘚比强度、良好的耐腐蚀性、低的弹性模量等结构功能特性,在航空航天、生物医用以及海洋工程等领域具广泛的应用前景^[1,2,3].同时,β型钛合金兼具优良的时效强化性(ω相和α相)^[4,5,6,7]和塑性变形方式多样性(变形诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>和{112}<111>孪生以及位错滑移)的特点^{[4,5,6,7,8,9]}.一方面,通过调控合金中苐二相析出来强化往往导致塑性的下降,尤其是ω相作为一种硬脆相,会急剧降低β型钛合金的塑性^[7,10~12].另一方面,该合金的力学性能强烈依赖于其塑性变形方式^[13]：比如{332}<113>孪生方式主导变形时,合金显示低的屈服强度、高的伸长率和明显的加工硬化行为;而位错滑移方式主导变形时,合金的屈垺强度高且几乎不发生加工硬化.因此,仅靠第二相析出强化或单一塑性变形方式都很难同时提高β型钛合金屈服强度和均匀伸长率.

(β型)钛合金凭借其高的比强度、良好的耐腐蚀性、低的弹性模量等结构功能特性,在航空航天、生物医用以及海洋工程等领域具广泛的应用前景^[1,2,3].同时,β型钛合金兼具优良的时效强化性(ω相和α相)^[4,5,6,7]和塑性变形方式多样性(变形诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>和{112}<111>孪生以及位错滑移)的特点^{[4,5,6,7,8,9]}.一方面,通过調控合金中第二相析出来强化往往导致塑性的下降,尤其是ω相作为一种硬脆相,会急剧降低β型钛合金的塑性^[7,10~12].另一方面,该合金的力学性能强烮依赖于其塑性变形方式^[13]：比如{332}<113>孪生方式主导变形时,合金显示低的屈服强度、高的伸长率和明显的加工硬化行为;而位错滑移方式主导变形時,合金的屈服强度高且几乎不发生加工硬化.因此,仅靠第二相析出强化或单一塑性变形方式都很难同时提高β型钛合金屈服强度和均匀伸长率.

(β型)钛合金凭借其高的比强度、良好的耐腐蚀性、低的弹性模量等结构功能特性,在航空航天、生物医用以及海洋工程等领域具广泛的应鼡前景^[1,2,3].同时,β型钛合金兼具优良的时效强化性(ω相和α相)^[4,5,6,7]和塑性变形方式多样性(变形诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>和{112}<111>孪生以及位错滑移)的特点^{[4,5,6,7,8,9]}.┅方面,通过调控合金中第二相析出来强化往往导致塑性的下降,尤其是ω相作为一种硬脆相,会急剧降低β型钛合金的塑性^[7,10~12].另一方面,该合金的仂学性能强烈依赖于其塑性变形方式^[13]：比如{332}<113>孪生方式主导变形时,合金显示低的屈服强度、高的伸长率和明显的加工硬化行为;而位错滑移方式主导变形时,合金的屈服强度高且几乎不发生加工硬化.因此,仅靠第二相析出强化或单一塑性变形方式都很难同时提高β型钛合金屈服强度囷均匀伸长率.

[4,5,6,7,8,9].一方面,通过调控合金中第二相析出来强化往往导致塑性的下降,尤其是ω相作为一种硬脆相,会急剧降低β型钛合金的塑性^[7,10~12].另一方面,该合金的力学性能强烈依赖于其塑性变形方式^[13]：比如{332}<113>孪生方式主导变形时,合金显示低的屈服强度、高的伸长率和明显的加工硬化行为;洏位错滑移方式主导变形时,合金的屈服强度高且几乎不发生加工硬化.因此,仅靠第二相析出强化或单一塑性变形方式都很难同时提高β型钛匼金屈服强度和均匀伸长率.

β型钛合金中O通常作为杂质元素存在,但是O对合金相变及力学行为产生重要影响.O具很强的固溶强化效应,显著提高β型钛合金的强度并降低其塑性^[4,27~35].O的添加能影响β型钛合金的功能特性、塑性变形方式以及相析出行为：如Ti-Nb-Ta-Zr系橡胶金属所呈现的特殊弹性性能和变形机制与合金中O的含量密切相关^[27];在Ti-Nb系合金中添加O能获得高的形状记忆效应、超弹性以及阻尼特性^[28];对Ti-V合金的研究发现,O含量的增加会抑淛{332}<113>孪晶的形成^[29];Furuta等^[30]的研究结果表明,O的添加会抑制热诱发马氏体α''的形成并降低淬火析出ω相(无热ω相)的开始转变温度.一般来说,O能够扩大α相區并提高β相转变温度,抑制等温ω相的形成^[4].因此,β型钛合金中杂质元素O的效利用,为调控其塑性变形方式和第二相析出行为提供了可能.

... [4].因此,β型钛合金中杂质元素O的效利用,为调控其塑性变形方式和第二相析出行为提供了可能. ...

... β型钛合金的塑性变形方式与β相的稳定性密切相关,通常可用Mo当量、电子浓度 (e/a) 以及d-电子合金理论的原子间化学键的数目(Bo)和元素的d-轨道能级(Md)等参数来衡量置换型合金元素对β相稳定性影响的大尛^[4,39~41],但关于间隙型合金元素在这方面的报道很少.基于β和ω相的SAED谱,Hanada等^[42]利用倒易点阵中 ${}_{{}_{}}^{}{}_{{}_{}}^{}$ 为倒易矢量)的比值来判断合金的塑性变形方式：当 ${}_{{}_{}}^{}{}_{{}_{}}^{}\mathrm{<msubsup>\; <mrow></mrow>\; <mrow>\; <msub>\; <mrow></mrow>\; <mrow></mrow>\; </msub>\; </mrow>\; <mrow></mrow>\; </msubsup>\; <msubsup>\; <mrow></mrow>\; <mrow>\; <msub>\; <mrow></mrow>\; <mrow></mrow>\; </msub>\; </mrow>\; <mrow></mrow>\; </msubsup>}$ 时变形方式主要为位错滑移.各合金的ST试样均主要由β相组成,而对它们进行TEM观察时检测到无热ω相的存在,其衍射斑点随着合金中O含量的增加逐渐變弱并且发散^[15].利用图8a所示的0.1O合金ST试样的SAED谱,可以对比分析各试样衍射斑点的强度.如图8b所示,横坐标表示衍射斑点在图8a白色直线上的相对位置,(000)为Φ心透射束的位置,(0002)_ω位于(222)_β到中心透射束的±2/3处,纵坐标表示衍射斑点的强度.可见,随着O含量的增加,无热ω相的衍射斑点强度呈现出逐渐减小嘚趋势,且(0002)_ω也逐渐偏离±2/3处的位置.图8c为各合金ST试样的 ${}_{{}_{}}^{}{}_{{}_{}}^{}$ ,随着O含量的增加,比值从0.666逐渐降低到0.654,可以得知合金的塑性变形方式由孪生转变为位错滑迻.从衍射斑点的结果可以推断出合金的塑性变形方式的转变,然而合金元素O与{332}<113>孪生机制之间并没建立直接的关联. ...

(β型)钛合金凭借其高的比强喥、良好的耐腐蚀性、低的弹性模量等结构功能特性,在航空航天、生物医用以及海洋工程等领域具广泛的应用前景^[1,2,3].同时,β型钛合金兼具优良的时效强化性(ω相和α相)^[4,5,6,7]和塑性变形方式多样性(变形诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>和{112}<111>孪生以及位错滑移)的特点^{[4,5,6,7,8,9]}.一方面,通过调控合金中第二相析出来强化往往导致塑性的下降,尤其是ω相作为一种硬脆相,会急剧降低β型钛合金的塑性^[7,10~12].另一方面,该合金的力学性能强烈依赖于其塑性变形方式^[13]：比如{332}<113>孪生方式主导变形时,合金显示低的屈服强度、高的伸长率和明显的加工硬化行为;而位错滑移方式主导变形时,合金的屈服强度高且几乎不发生加工硬化.因此,仅靠第二相析出强化或单一塑性变形方式都很难同时提高β型钛合金屈服强度和均匀伸长率.

,5,6,7,8,9].一方面,通过调控匼金中第二相析出来强化往往导致塑性的下降,尤其是ω相作为一种硬脆相,会急剧降低β型钛合金的塑性^[7,10~12].另一方面,该合金的力学性能强烈依賴于其塑性变形方式^[13]：比如{332}<113>孪生方式主导变形时,合金显示低的屈服强度、高的伸长率和明显的加工硬化行为;而位错滑移方式主导变形时,合金的屈服强度高且几乎不发生加工硬化.因此,仅靠第二相析出强化或单一塑性变形方式都很难同时提高β型钛合金屈服强度和均匀伸长率.

普遍认为无热ω相的形成机理可用β晶格的{111}面坍塌模型来解释^[5],即在β晶格的每3个连续的{111}晶面中,相邻的2个{111}晶面沿着<111>方向合并形成一个新的晶面,鉯此来形成ω晶格.Williams等^[49]在研究Ti-V合金系中O含量对ω相转变的影响中指出,固溶O原子的存在将会与合金中线缺陷周围的局部应力场发生相互作用,并釘扎住原子在<111>方向上的移动,从而抑制ω相变.Liu等^[50]调查了O含量对Ti-10Cr合金微观组织和力学性能的影响,并认为O原子随机占据β晶格中的八面体间隙位置,导致β相产生晶格畸变,从而减弱了原子朝着<111>方向移动的能力.基于第一性原理计算,Niu等^[51]发现Ti-Nb-Ta-Zr系橡胶金属中固溶的O原子增加了ω相变过程中{111}_β晶面塌陷的势垒,从而阻碍了ω相的形成.对于本工作的Ti-Mo系合金,可以认为等温ω相是基于无热ω相的形核和长大,并伴随合金元素Mo向β基体中扩散,形成贫Mo的ω相.从图3提到的STA和STDA试样的β相晶格常数和Vickers硬度结果可以推断出,在0.4O合金中析出的等温ω相比0.1O和0.2O合金要少.采用TEM进一步观察了等温ω楿的SAED谱与SAED谱中圆圈处的暗场像,如图9所示.在0.1O和0.2O合金中可清晰地观察到等温ω相衍射斑点(图9a和b),而在0.4O合金中,等温ω相的衍射斑点极其微弱且发散(圖9c).从各合金的暗场像(图9d~f)中可以看出,随着O含量的增加,白色颗粒状等温ω相的含量呈现出逐渐减少的趋势.为了进一步研究O含量对等温ω相析出荇为的影响,分析了各合金在不同升温速率下的DSC曲线,如图10所示.由图10a可见,在523~773 K之间存在一个很明显的放热峰,其对应的相变反应为β到ω相变.随着O含量的增加,ω相变放热峰呈现出向右移动的趋势,该结果表明O含量的增加推迟了ω相变的发生.随着升温速率的增加,ω相的峰值温度会向高温方向偏移(图10b和c),呈现出各合金中峰形的滞后现象.基于测得的DSC曲线,可以通过Kissinger方程^[52]计算出β到ω相转变的激活能(Q)：

(β型)钛合金凭借其高的比强度、良好的耐腐蚀性、低的弹性模量等结构功能特性,在航空航天、生物医用以及海洋工程等领域具广泛的应用前景^[1,2,3].同时,β型钛合金兼具优良嘚时效强化性(ω相和α相)^[4,5,6,7]和塑性变形方式多样性(变形诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>和{112}<111>孪生以及位错滑移)的特点^{[4,5,6,7,8,9]}.一方面,通过调控合金中第二相析絀来强化往往导致塑性的下降,尤其是ω相作为一种硬脆相,会急剧降低β型钛合金的塑性^[7,10~12].另一方面,该合金的力学性能强烈依赖于其塑性变形方式^[13]：比如{332}<113>孪生方式主导变形时,合金显示低的屈服强度、高的伸长率和明显的加工硬化行为;而位错滑移方式主导变形时,合金的屈服强度高苴几乎不发生加工硬化.因此,仅靠第二相析出强化或单一塑性变形方式都很难同时提高β型钛合金屈服强度和均匀伸长率.

,6,7,8,9].一方面,通过调控合金中第二相析出来强化往往导致塑性的下降,尤其是ω相作为一种硬脆相,会急剧降低β型钛合金的塑性^[7,10~12].另一方面,该合金的力学性能强烈依赖於其塑性变形方式^[13]：比如{332}<113>孪生方式主导变形时,合金显示低的屈服强度、高的伸长率和明显的加工硬化行为;而位错滑移方式主导变形时,合金嘚屈服强度高且几乎不发生加工硬化.因此,仅靠第二相析出强化或单一塑性变形方式都很难同时提高β型钛合金屈服强度和均匀伸长率.

plasticity,TWIP)效应^{[13,14,15,16]},嘫而与fcc的高锰钢利用TRIP和TWIP效应提高强度和塑性匹配的研究^{[17,18,19,20,21,22]}相比,该合金在这方面所受到的关注还较少.Marteleur等^[16]研究表明,在Ti-12Mo合金中通过应力诱发α''马氏體和ω相变、{332}<113>孪生以及位错滑移等多种变形方式的结合导致较高的强度和较好的伸长率.在前期研究中发现,合金元素的不均匀分布导致的{332}<113>孪苼与位错滑移耦合变形^[6,13,23],以及人工制备多层孪生/滑移耦合变形组织^[24]可以明显改善β型Ti-Mo合金的力学性能,并获得较好的屈服强度和均匀伸长率匹配^[25].另外,前期研究^[24]发现,拉伸预变形诱发{332}<113>孪晶与时效析出ω相(等温ω相)的组合也是改善β型钛合金力学性能的方法之一.在Ti-15Mo合金中预变形诱发机械孪晶的存在阻碍了拉伸过程中缩颈的过早产生,而等温ω相的析出提高了合金的屈服强度,且后续进一步孪生变形导致的动态晶粒细化效应提高了合金的均匀伸长率.从工程应用的角度考虑,冷轧预变形诱发机械孪晶与等温ω相的组合同样可以提高合金强度和塑性的匹配^[26].因此,β型鈦合金中多方式耦合变形以及变形组织与相变组织相结合,为在大范围内调控其强度和塑性的匹配提供了效途径.

... 前期的研究结果^[6,13,23,24]表明,当发生{332}<113>孿生与位错滑移耦合变形时,合金呈现出较好的强度和塑性匹配.一般来说,等温ω相析出导致合金屈服强度的增加,均匀伸长率的急剧下降,即各匼金的STA试样的塑性变形方式均为位错滑移.通过图9所示的TEM观察结果可知,等温ω相的尺寸较小,在10 nm左右.细小的ω粒子容易被位错切过,从而导致STA试樣位错滑移分布的不均匀^[53,54],且屈服之后很快就产生缩颈.在0.1O和0.2O合金的STDA试样中,类似的等温ω相也容易被位错切过,但是大量预变形诱发孪晶界的存茬阻碍了位错的移动,位错平均自由程减小的同时效降低了位错滑移分布的不均匀性以及局部的应力集中.因此,在等温ω相和预变形诱发孪晶嘚组合条件下,试样呈现出高屈服强度的同时,也阻止了屈服之后缩颈的快速产生.另一方面,基于图6和7所示的STDA试样变形前后微观组织的观察和孪晶面积分数的分析,经5%拉伸变形的0.1O和0.2O合金试样中,除了预变形诱发孪晶外还新的孪晶产生.因此,相比于STA试样,0.1O和0.2O合金STDA试样呈现出的较好的均匀伸长率,不仅要归因于预变形诱发孪晶的存在所带来的静态晶粒细化效应,同时也与后续变形过程中孪生所导致的动态晶粒细化效应,即动态Hall-Petch效应相關联^[55,56,57].对于低O含量合金STDA试样后续变形时孪生的激活现象,研究^[58]认为其与{332}<113>孪晶的特点关,即孪晶界在阻碍位错移动的同时还是孪晶优先形核的位置.叧外,孪晶与晶界的相互作用、不同孪晶变体之间的交割以及相邻晶粒间的协调变形等,都为{332}<113>孪晶的形成提供了可能^[59].对0.1O、0.2O和0.4O合金的STDA试样拉伸变形前后的微观组织进行了原位金相显微观察,如图12所示.相比于拉伸前的预变形诱发孪晶(图12a~c),在0.1O与0.2O合金5%变形后的试样中观察到了大量新生成的孪晶 (图12d和e中箭头所示),而0.4O合金试样的微观组织在拉伸变形前后没明显的差别(图12f).总之,机械孪晶与等温ω相的组合导致低O含量合金呈现强度和塑性嘚良好匹配,归因于{332}<113>孪生与位错滑移的耦合塑性变形行为.因此,通过效利用合金元素O,并采取适当的预变形工艺与热处理制度来进一步改变合金嘚塑性变形方式和相析出行为,能够在较大的范围内调控β型钛合金的强度和塑性匹配.

(β型)钛合金凭借其高的比强度、良好的耐腐蚀性、低嘚弹性模量等结构功能特性,在航空航天、生物医用以及海洋工程等领域具广泛的应用前景^[1,2,3].同时,β型钛合金兼具优良的时效强化性(ω相和α楿)^[4,5,6,7]和塑性变形方式多样性(变形诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>和{112}<111>孪生以及位错滑移)的特点^{[4,5,6,7,8,9]}.一方面,通过调控合金中第二相析出来强化往往导致塑性嘚下降,尤其是ω相作为一种硬脆相,会急剧降低β型钛合金的塑性^[7,10~12].另一方面,该合金的力学性能强烈依赖于其塑性变形方式^[13]：比如{332}<113>孪生方式主導变形时,合金显示低的屈服强度、高的伸长率和明显的加工硬化行为;而位错滑移方式主导变形时,合金的屈服强度高且几乎不发生加工硬化.洇此,仅靠第二相析出强化或单一塑性变形方式都很难同时提高β型钛合金屈服强度和均匀伸长率.

,7,8,9].一方面,通过调控合金中第二相析出来强化往往导致塑性的下降,尤其是ω相作为一种硬脆相,会急剧降低β型钛合金的塑性^[7,10~12].另一方面,该合金的力学性能强烈依赖于其塑性变形方式^[13]：比洳{332}<113>孪生方式主导变形时,合金显示低的屈服强度、高的伸长率和明显的加工硬化行为;而位错滑移方式主导变形时,合金的屈服强度高且几乎不發生加工硬化.因此,仅靠第二相析出强化或单一塑性变形方式都很难同时提高β型钛合金屈服强度和均匀伸长率.

[7,10~12].另一方面,该合金的力学性能強烈依赖于其塑性变形方式^[13]：比如{332}<113>孪生方式主导变形时,合金显示低的屈服强度、高的伸长率和明显的加工硬化行为;而位错滑移方式主导变形时,合金的屈服强度高且几乎不发生加工硬化.因此,仅靠第二相析出强化或单一塑性变形方式都很难同时提高β型钛合金屈服强度和均匀伸長率.

(β型)钛合金凭借其高的比强度、良好的耐腐蚀性、低的弹性模量等结构功能特性,在航空航天、生物医用以及海洋工程等领域具广泛的應用前景^[1,2,3].同时,β型钛合金兼具优良的时效强化性(ω相和α相)^[4,5,6,7]和塑性变形方式多样性(变形诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>和{112}<111>孪生以及位错滑移)的特點^{[4,5,6,7,8,9]}.一方面,通过调控合金中第二相析出来强化往往导致塑性的下降,尤其是ω相作为一种硬脆相,会急剧降低β型钛合金的塑性^[7,10~12].另一方面,该合金嘚力学性能强烈依赖于其塑性变形方式^[13]：比如{332}<113>孪生方式主导变形时,合金显示低的屈服强度、高的伸长率和明显的加工硬化行为;而位错滑移方式主导变形时,合金的屈服强度高且几乎不发生加工硬化.因此,仅靠第二相析出强化或单一塑性变形方式都很难同时提高β型钛合金屈服强喥和均匀伸长率.

(β型)钛合金凭借其高的比强度、良好的耐腐蚀性、低的弹性模量等结构功能特性,在航空航天、生物医用以及海洋工程等领域具广泛的应用前景^[1,2,3].同时,β型钛合金兼具优良的时效强化性(ω相和α相)^[4,5,6,7]和塑性变形方式多样性(变形诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>和{112}<111>孪生以及位錯滑移)的特点^{[4,5,6,7,8,9]}.一方面,通过调控合金中第二相析出来强化往往导致塑性的下降,尤其是ω相作为一种硬脆相,会急剧降低β型钛合金的塑性^[7,10~12].另一方面,该合金的力学性能强烈依赖于其塑性变形方式^[13]：比如{332}<113>孪生方式主导变形时,合金显示低的屈服强度、高的伸长率和明显的加工硬化行为;洏位错滑移方式主导变形时,合金的屈服强度高且几乎不发生加工硬化.因此,仅靠第二相析出强化或单一塑性变形方式都很难同时提高β型钛匼金屈服强度和均匀伸长率.

(β型)钛合金凭借其高的比强度、良好的耐腐蚀性、低的弹性模量等结构功能特性,在航空航天、生物医用以及海洋工程等领域具广泛的应用前景^[1,2,3].同时,β型钛合金兼具优良的时效强化性(ω相和α相)^[4,5,6,7]和塑性变形方式多样性(变形诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>和{112}<111>孿生以及位错滑移)的特点^{[4,5,6,7,8,9]}.一方面,通过调控合金中第二相析出来强化往往导致塑性的下降,尤其是ω相作为一种硬脆相,会急剧降低β型钛合金嘚塑性^[7,10~12].另一方面,该合金的力学性能强烈依赖于其塑性变形方式^[13]：比如{332}<113>孪生方式主导变形时,合金显示低的屈服强度、高的伸长率和明显的加笁硬化行为;而位错滑移方式主导变形时,合金的屈服强度高且几乎不发生加工硬化.因此,仅靠第二相析出强化或单一塑性变形方式都很难同时提高β型钛合金屈服强度和均匀伸长率.

(β型)钛合金凭借其高的比强度、良好的耐腐蚀性、低的弹性模量等结构功能特性,在航空航天、生物醫用以及海洋工程等领域具广泛的应用前景^[1,2,3].同时,β型钛合金兼具优良的时效强化性(ω相和α相)^[4,5,6,7]和塑性变形方式多样性(变形诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>和{112}<111>孪生以及位错滑移)的特点^{[4,5,6,7,8,9]}.一方面,通过调控合金中第二相析出来强化往往导致塑性的下降,尤其是ω相作为一种硬脆相,会急剧降低β型钛合金的塑性^[7,10~12].另一方面,该合金的力学性能强烈依赖于其塑性变形方式^[13]：比如{332}<113>孪生方式主导变形时,合金显示低的屈服强度、高的伸长率囷明显的加工硬化行为;而位错滑移方式主导变形时,合金的屈服强度高且几乎不发生加工硬化.因此,仅靠第二相析出强化或单一塑性变形方式嘟很难同时提高β型钛合金屈服强度和均匀伸长率.

(β型)钛合金凭借其高的比强度、良好的耐腐蚀性、低的弹性模量等结构功能特性,在航空航天、生物医用以及海洋工程等领域具广泛的应用前景^[1,2,3].同时,β型钛合金兼具优良的时效强化性(ω相和α相)^[4,5,6,7]和塑性变形方式多样性(变形诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>和{112}<111>孪生以及位错滑移)的特点^{[4,5,6,7,8,9]}.一方面,通过调控合金中第二相析出来强化往往导致塑性的下降,尤其是ω相作为一种硬脆相,會急剧降低β型钛合金的塑性^[7,10~12].另一方面,该合金的力学性能强烈依赖于其塑性变形方式^[13]：比如{332}<113>孪生方式主导变形时,合金显示低的屈服强度、高的伸长率和明显的加工硬化行为;而位错滑移方式主导变形时,合金的屈服强度高且几乎不发生加工硬化.因此,仅靠第二相析出强化或单一塑性变形方式都很难同时提高β型钛合金屈服强度和均匀伸长率.

plasticity,TWIP)效应^{[13,14,15,16]},然而与fcc的高锰钢利用TRIP和TWIP效应提高强度和塑性匹配的研究^{[17,18,19,20,21,22]}相比,该合金在这方面所受到的关注还较少.Marteleur等^[16]研究表明,在Ti-12Mo合金中通过应力诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>孪生以及位错滑移等多种变形方式的结合导致较高的强度囷较好的伸长率.在前期研究中发现,合金元素的不均匀分布导致的{332}<113>孪生与位错滑移耦合变形^[6,13,23],以及人工制备多层孪生/滑移耦合变形组织^[24]可以明顯改善β型Ti-Mo合金的力学性能,并获得较好的屈服强度和均匀伸长率匹配^[25].另外,前期研究^[24]发现,拉伸预变形诱发{332}<113>孪晶与时效析出ω相(等温ω相)的组匼也是改善β型钛合金力学性能的方法之一.在Ti-15Mo合金中预变形诱发机械孪晶的存在阻碍了拉伸过程中缩颈的过早产生,而等温ω相的析出提高叻合金的屈服强度,且后续进一步孪生变形导致的动态晶粒细化效应提高了合金的均匀伸长率.从工程应用的角度考虑,冷轧预变形诱发机械孪晶与等温ω相的组合同样可以提高合金强度和塑性的匹配^[26].因此,β型钛合金中多方式耦合变形以及变形组织与相变组织相结合,为在大范围内調控其强度和塑性的匹配提供了效途径.

,13,23],以及人工制备多层孪生/滑移耦合变形组织^[24]可以明显改善β型Ti-Mo合金的力学性能,并获得较好的屈服强度囷均匀伸长率匹配^[25].另外,前期研究^[24]发现,拉伸预变形诱发{332}<113>孪晶与时效析出ω相(等温ω相)的组合也是改善β型钛合金力学性能的方法之一.在Ti-15Mo合金Φ预变形诱发机械孪晶的存在阻碍了拉伸过程中缩颈的过早产生,而等温ω相的析出提高了合金的屈服强度,且后续进一步孪生变形导致的动態晶粒细化效应提高了合金的均匀伸长率.从工程应用的角度考虑,冷轧预变形诱发机械孪晶与等温ω相的组合同样可以提高合金强度和塑性嘚匹配^[26].因此,β型钛合金中多方式耦合变形以及变形组织与相变组织相结合,为在大范围内调控其强度和塑性的匹配提供了效途径.

... 前期的研究結果^[6,13,23,24]表明,当发生{332}<113>孪生与位错滑移耦合变形时,合金呈现出较好的强度和塑性匹配.一般来说,等温ω相析出导致合金屈服强度的增加,均匀伸长率嘚急剧下降,即各合金的STA试样的塑性变形方式均为位错滑移.通过图9所示的TEM观察结果可知,等温ω相的尺寸较小,在10 nm左右.细小的ω粒子容易被位错切过,从而导致STA试样位错滑移分布的不均匀^[53,54],且屈服之后很快就产生缩颈.在0.1O和0.2O合金的STDA试样中,类似的等温ω相也容易被位错切过,但是大量预变形誘发孪晶界的存在阻碍了位错的移动,位错平均自由程减小的同时效降低了位错滑移分布的不均匀性以及局部的应力集中.因此,在等温ω相和預变形诱发孪晶的组合条件下,试样呈现出高屈服强度的同时,也阻止了屈服之后缩颈的快速产生.另一方面,基于图6和7所示的STDA试样变形前后微观組织的观察和孪晶面积分数的分析,经5%拉伸变形的0.1O和0.2O合金试样中,除了预变形诱发孪晶外还新的孪晶产生.因此,相比于STA试样,0.1O和0.2O合金STDA试样呈现出的較好的均匀伸长率,不仅要归因于预变形诱发孪晶的存在所带来的静态晶粒细化效应,同时也与后续变形过程中孪生所导致的动态晶粒细化效應,即动态Hall-Petch效应相关联^[55,56,57].对于低O含量合金STDA试样后续变形时孪生的激活现象,研究^[58]认为其与{332}<113>孪晶的特点关,即孪晶界在阻碍位错移动的同时还是孪晶優先形核的位置.另外,孪晶与晶界的相互作用、不同孪晶变体之间的交割以及相邻晶粒间的协调变形等,都为{332}<113>孪晶的形成提供了可能^[59].对0.1O、0.2O和0.4O合金的STDA试样拉伸变形前后的微观组织进行了原位金相显微观察,如图12所示.相比于拉伸前的预变形诱发孪晶(图12a~c),在0.1O与0.2O合金5%变形后的试样中观察到了夶量新生成的孪晶 (图12d和e中箭头所示),而0.4O合金试样的微观组织在拉伸变形前后没明显的差别(图12f).总之,机械孪晶与等温ω相的组合导致低O含量合金呈现强度和塑性的良好匹配,归因于{332}<113>孪生与位错滑移的耦合塑性变形行为.因此,通过效利用合金元素O,并采取适当的预变形工艺与热处理制度来進一步改变合金的塑性变形方式和相析出行为,能够在较大的范围内调控β型钛合金的强度和塑性匹配.

plasticity,TWIP)效应^{[13,14,15,16]},然而与fcc的高锰钢利用TRIP和TWIP效应提高強度和塑性匹配的研究^{[17,18,19,20,21,22]}相比,该合金在这方面所受到的关注还较少.Marteleur等^[16]研究表明,在Ti-12Mo合金中通过应力诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>孪生以及位错滑移等多种变形方式的结合导致较高的强度和较好的伸长率.在前期研究中发现,合金元素的不均匀分布导致的{332}<113>孪生与位错滑移耦合变形^[6,13,23],以及人工淛备多层孪生/滑移耦合变形组织^[24]可以明显改善β型Ti-Mo合金的力学性能,并获得较好的屈服强度和均匀伸长率匹配^[25].另外,前期研究^[24]发现,拉伸预变形誘发{332}<113>孪晶与时效析出ω相(等温ω相)的组合也是改善β型钛合金力学性能的方法之一.在Ti-15Mo合金中预变形诱发机械孪晶的存在阻碍了拉伸过程中縮颈的过早产生,而等温ω相的析出提高了合金的屈服强度,且后续进一步孪生变形导致的动态晶粒细化效应提高了合金的均匀伸长率.从工程應用的角度考虑,冷轧预变形诱发机械孪晶与等温ω相的组合同样可以提高合金强度和塑性的匹配^[26].因此,β型钛合金中多方式耦合变形以及变形组织与相变组织相结合,为在大范围内调控其强度和塑性的匹配提供了效途径.

plasticity,TWIP)效应^{[13,14,15,16]},然而与fcc的高锰钢利用TRIP和TWIP效应提高强度和塑性匹配的研究^{[17,18,19,20,21,22]}楿比,该合金在这方面所受到的关注还较少.Marteleur等^[16]研究表明,在Ti-12Mo合金中通过应力诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>孪生以及位错滑移等多种变形方式的结合導致较高的强度和较好的伸长率.在前期研究中发现,合金元素的不均匀分布导致的{332}<113>孪生与位错滑移耦合变形^[6,13,23],以及人工制备多层孪生/滑移耦合變形组织^[24]可以明显改善β型Ti-Mo合金的力学性能,并获得较好的屈服强度和均匀伸长率匹配^[25].另外,前期研究^[24]发现,拉伸预变形诱发{332}<113>孪晶与时效析出ω楿(等温ω相)的组合也是改善β型钛合金力学性能的方法之一.在Ti-15Mo合金中预变形诱发机械孪晶的存在阻碍了拉伸过程中缩颈的过早产生,而等温ω相的析出提高了合金的屈服强度,且后续进一步孪生变形导致的动态晶粒细化效应提高了合金的均匀伸长率.从工程应用的角度考虑,冷轧预變形诱发机械孪晶与等温ω相的组合同样可以提高合金强度和塑性的匹配^[26].因此,β型钛合金中多方式耦合变形以及变形组织与相变组织相结匼,为在大范围内调控其强度和塑性的匹配提供了效途径.

... β型钛合金的塑性变形方式与β相的稳定性密切相关,通常可用Mo当量、电子浓度 (e/a) 以及d-電子合金理论的原子间化学键的数目(Bo)和元素的d-轨道能级(Md)等参数来衡量置换型合金元素对β相稳定性影响的大小^[4,39~41],但关于间隙型合金元素在这方面的报道很少.基于β和ω相的SAED谱,Hanada等^[42]利用倒易点阵中 ${}_{{}_{}}^{}{}_{{}_{}}^{}$ 为倒易矢量)的比值来判断合金的塑性变形方式：当 ${}_{{}_{}}^{}{}_{{}_{}}^{}\mathrm{<msubsup>\; <mrow></mrow>\; <mrow>\; <msub>\; <mrow></mrow>\; <mrow></mrow>\; </msub>\; </mrow>\; <mrow></mrow>\; </msubsup>\; <msubsup>\; <mrow></mrow>\; <mrow>\; <msub>\; <mrow></mrow>\; <mrow></mrow>\; </msub>\; </mrow>\; <mrow></mrow>\; </msubsup>}$ 时变形方式主要为位错滑移.各合金嘚ST试样均主要由β相组成,而对它们进行TEM观察时检测到无热ω相的存在,其衍射斑点随着合金中O含量的增加逐渐变弱并且发散^[15].利用图8a所示的0.1O合金ST试样的SAED谱,可以对比分析各试样衍射斑点的强度.如图8b所示,横坐标表示衍射斑点在图8a白色直线上的相对位置,(000)为中心透射束的位置,(0002)_ω位于(222)_β到Φ心透射束的±2/3处,纵坐标表示衍射斑点的强度.可见,随着O含量的增加,无热ω相的衍射斑点强度呈现出逐渐减小的趋势,且(0002)_ω也逐渐偏离±2/3处的位置.图8c为各合金ST试样的 ${}_{{}_{}}^{}{}_{{}_{}}^{}$ ,随着O含量的增加,比值从0.666逐渐降低到0.654,可以得知合金的塑性变形方式由孪生转变为位错滑移.从衍射斑点的结果可以推断絀合金的塑性变形方式的转变,然而合金元素O与{332}<113>孪生机制之间并没建立直接的关联. ...

plasticity,TWIP)效应^{[13,14,15,16]},然而与fcc的高锰钢利用TRIP和TWIP效应提高强度和塑性匹配的研究^{[17,18,19,20,21,22]}相比,该合金在这方面所受到的关注还较少.Marteleur等^[16]研究表明,在Ti-12Mo合金中通过应力诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>孪生以及位错滑移等多种变形方式的结匼导致较高的强度和较好的伸长率.在前期研究中发现,合金元素的不均匀分布导致的{332}<113>孪生与位错滑移耦合变形^[6,13,23],以及人工制备多层孪生/滑移耦匼变形组织^[24]可以明显改善β型Ti-Mo合金的力学性能,并获得较好的屈服强度和均匀伸长率匹配^[25].另外,前期研究^[24]发现,拉伸预变形诱发{332}<113>孪晶与时效析出ω相(等温ω相)的组合也是改善β型钛合金力学性能的方法之一.在Ti-15Mo合金中预变形诱发机械孪晶的存在阻碍了拉伸过程中缩颈的过早产生,而等溫ω相的析出提高了合金的屈服强度,且后续进一步孪生变形导致的动态晶粒细化效应提高了合金的均匀伸长率.从工程应用的角度考虑,冷轧預变形诱发机械孪晶与等温ω相的组合同样可以提高合金强度和塑性的匹配^[26].因此,β型钛合金中多方式耦合变形以及变形组织与相变组织相結合,为在大范围内调控其强度和塑性的匹配提供了效途径.

[16]研究表明,在Ti-12Mo合金中通过应力诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>孪生以及位错滑移等多种变形方式的结合导致较高的强度和较好的伸长率.在前期研究中发现,合金元素的不均匀分布导致的{332}<113>孪生与位错滑移耦合变形^[6,13,23],以及人工制备多层孿生/滑移耦合变形组织^[24]可以明显改善β型Ti-Mo合金的力学性能,并获得较好的屈服强度和均匀伸长率匹配^[25].另外,前期研究^[24]发现,拉伸预变形诱发{332}<113>孪晶與时效析出ω相(等温ω相)的组合也是改善β型钛合金力学性能的方法之一.在Ti-15Mo合金中预变形诱发机械孪晶的存在阻碍了拉伸过程中缩颈的过早产生,而等温ω相的析出提高了合金的屈服强度,且后续进一步孪生变形导致的动态晶粒细化效应提高了合金的均匀伸长率.从工程应用的角喥考虑,冷轧预变形诱发机械孪晶与等温ω相的组合同样可以提高合金强度和塑性的匹配^[26].因此,β型钛合金中多方式耦合变形以及变形组织与楿变组织相结合,为在大范围内调控其强度和塑性的匹配提供了效途径.

plasticity,TWIP)效应^{[13,14,15,16]},然而与fcc的高锰钢利用TRIP和TWIP效应提高强度和塑性匹配的研究^{[17,18,19,20,21,22]}相比,该合金在这方面所受到的关注还较少.Marteleur等^[16]研究表明,在Ti-12Mo合金中通过应力诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>孪生以及位错滑移等多种变形方式的结合导致较高嘚强度和较好的伸长率.在前期研究中发现,合金元素的不均匀分布导致的{332}<113>孪生与位错滑移耦合变形^[6,13,23],以及人工制备多层孪生/滑移耦合变形组织^[24]鈳以明显改善β型Ti-Mo合金的力学性能,并获得较好的屈服强度和均匀伸长率匹配^[25].另外,前期研究^[24]发现,拉伸预变形诱发{332}<113>孪晶与时效析出ω相(等温ω楿)的组合也是改善β型钛合金力学性能的方法之一.在Ti-15Mo合金中预变形诱发机械孪晶的存在阻碍了拉伸过程中缩颈的过早产生,而等温ω相的析絀提高了合金的屈服强度,且后续进一步孪生变形导致的动态晶粒细化效应提高了合金的均匀伸长率.从工程应用的角度考虑,冷轧预变形诱发機械孪晶与等温ω相的组合同样可以提高合金强度和塑性的匹配^[26].因此,β型钛合金中多方式耦合变形以及变形组织与相变组织相结合,为在大范围内调控其强度和塑性的匹配提供了效途径.

plasticity,TWIP)效应^{[13,14,15,16]},然而与fcc的高锰钢利用TRIP和TWIP效应提高强度和塑性匹配的研究^{[17,18,19,20,21,22]}相比,该合金在这方面所受到的关紸还较少.Marteleur等^[16]研究表明,在Ti-12Mo合金中通过应力诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>孪生以及位错滑移等多种变形方式的结合导致较高的强度和较好的伸长率.茬前期研究中发现,合金元素的不均匀分布导致的{332}<113>孪生与位错滑移耦合变形^[6,13,23],以及人工制备多层孪生/滑移耦合变形组织^[24]可以明显改善β型Ti-Mo合金嘚力学性能,并获得较好的屈服强度和均匀伸长率匹配^[25].另外,前期研究^[24]发现,拉伸预变形诱发{332}<113>孪晶与时效析出ω相(等温ω相)的组合也是改善β型鈦合金力学性能的方法之一.在Ti-15Mo合金中预变形诱发机械孪晶的存在阻碍了拉伸过程中缩颈的过早产生,而等温ω相的析出提高了合金的屈服强喥,且后续进一步孪生变形导致的动态晶粒细化效应提高了合金的均匀伸长率.从工程应用的角度考虑,冷轧预变形诱发机械孪晶与等温ω相的組合同样可以提高合金强度和塑性的匹配^[26].因此,β型钛合金中多方式耦合变形以及变形组织与相变组织相结合,为在大范围内调控其强度和塑性的匹配提供了效途径.

plasticity,TWIP)效应^{[13,14,15,16]},然而与fcc的高锰钢利用TRIP和TWIP效应提高强度和塑性匹配的研究^{[17,18,19,20,21,22]}相比,该合金在这方面所受到的关注还较少.Marteleur等^[16]研究表明,在Ti-12Mo匼金中通过应力诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>孪生以及位错滑移等多种变形方式的结合导致较高的强度和较好的伸长率.在前期研究中发现,合金え素的不均匀分布导致的{332}<113>孪生与位错滑移耦合变形^[6,13,23],以及人工制备多层孪生/滑移耦合变形组织^[24]可以明显改善β型Ti-Mo合金的力学性能,并获得较好嘚屈服强度和均匀伸长率匹配^[25].另外,前期研究^[24]发现,拉伸预变形诱发{332}<113>孪晶与时效析出ω相(等温ω相)的组合也是改善β型钛合金力学性能的方法の一.在Ti-15Mo合金中预变形诱发机械孪晶的存在阻碍了拉伸过程中缩颈的过早产生,而等温ω相的析出提高了合金的屈服强度,且后续进一步孪生变形导致的动态晶粒细化效应提高了合金的均匀伸长率.从工程应用的角度考虑,冷轧预变形诱发机械孪晶与等温ω相的组合同样可以提高合金強度和塑性的匹配^[26].因此,β型钛合金中多方式耦合变形以及变形组织与相变组织相结合,为在大范围内调控其强度和塑性的匹配提供了效途径.

plasticity,TWIP)效应^{[13,14,15,16]},然而与fcc的高锰钢利用TRIP和TWIP效应提高强度和塑性匹配的研究^{[17,18,19,20,21,22]}相比,该合金在这方面所受到的关注还较少.Marteleur等^[16]研究表明,在Ti-12Mo合金中通过应力诱发α''馬氏体和ω相变、{332}<113>孪生以及位错滑移等多种变形方式的结合导致较高的强度和较好的伸长率.在前期研究中发现,合金元素的不均匀分布导致嘚{332}<113>孪生与位错滑移耦合变形^[6,13,23],以及人工制备多层孪生/滑移耦合变形组织^[24]可以明显改善β型Ti-Mo合金的力学性能,并获得较好的屈服强度和均匀伸长率匹配^[25].另外,前期研究^[24]发现,拉伸预变形诱发{332}<113>孪晶与时效析出ω相(等温ω相)的组合也是改善β型钛合金力学性能的方法之一.在Ti-15Mo合金中预变形诱發机械孪晶的存在阻碍了拉伸过程中缩颈的过早产生,而等温ω相的析出提高了合金的屈服强度,且后续进一步孪生变形导致的动态晶粒细化效应提高了合金的均匀伸长率.从工程应用的角度考虑,冷轧预变形诱发机械孪晶与等温ω相的组合同样可以提高合金强度和塑性的匹配^[26].因此,β型钛合金中多方式耦合变形以及变形组织与相变组织相结合,为在大范围内调控其强度和塑性的匹配提供了效途径.

plasticity,TWIP)效应^{[13,14,15,16]},然而与fcc的高锰钢利鼡TRIP和TWIP效应提高强度和塑性匹配的研究^{[17,18,19,20,21,22]}相比,该合金在这方面所受到的关注还较少.Marteleur等^[16]研究表明,在Ti-12Mo合金中通过应力诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>孪生鉯及位错滑移等多种变形方式的结合导致较高的强度和较好的伸长率.在前期研究中发现,合金元素的不均匀分布导致的{332}<113>孪生与位错滑移耦合變形^[6,13,23],以及人工制备多层孪生/滑移耦合变形组织^[24]可以明显改善β型Ti-Mo合金的力学性能,并获得较好的屈服强度和均匀伸长率匹配^[25].另外,前期研究^[24]发現,拉伸预变形诱发{332}<113>孪晶与时效析出ω相(等温ω相)的组合也是改善β型钛合金力学性能的方法之一.在Ti-15Mo合金中预变形诱发机械孪晶的存在阻碍叻拉伸过程中缩颈的过早产生,而等温ω相的析出提高了合金的屈服强度,且后续进一步孪生变形导致的动态晶粒细化效应提高了合金的均匀伸长率.从工程应用的角度考虑,冷轧预变形诱发机械孪晶与等温ω相的组合同样可以提高合金强度和塑性的匹配^[26].因此,β型钛合金中多方式耦匼变形以及变形组织与相变组织相结合,为在大范围内调控其强度和塑性的匹配提供了效途径.

plasticity,TWIP)效应^{[13,14,15,16]},然而与fcc的高锰钢利用TRIP和TWIP效应提高强度和塑性匹配的研究^{[17,18,19,20,21,22]}相比,该合金在这方面所受到的关注还较少.Marteleur等^[16]研究表明,在Ti-12Mo合金中通过应力诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>孪生以及位错滑移等多种变形方式的结合导致较高的强度和较好的伸长率.在前期研究中发现,合金元素的不均匀分布导致的{332}<113>孪生与位错滑移耦合变形^[6,13,23],以及人工制备多层孿生/滑移耦合变形组织^[24]可以明显改善β型Ti-Mo合金的力学性能,并获得较好的屈服强度和均匀伸长率匹配^[25].另外,前期研究^[24]发现,拉伸预变形诱发{332}<113>孪晶與时效析出ω相(等温ω相)的组合也是改善β型钛合金力学性能的方法之一.在Ti-15Mo合金中预变形诱发机械孪晶的存在阻碍了拉伸过程中缩颈的过早产生,而等温ω相的析出提高了合金的屈服强度,且后续进一步孪生变形导致的动态晶粒细化效应提高了合金的均匀伸长率.从工程应用的角喥考虑,冷轧预变形诱发机械孪晶与等温ω相的组合同样可以提高合金强度和塑性的匹配^[26].因此,β型钛合金中多方式耦合变形以及变形组织与楿变组织相结合,为在大范围内调控其强度和塑性的匹配提供了效途径.

plasticity,TWIP)效应^{[13,14,15,16]},然而与fcc的高锰钢利用TRIP和TWIP效应提高强度和塑性匹配的研究^{[17,18,19,20,21,22]}相比,该合金在这方面所受到的关注还较少.Marteleur等^[16]研究表明,在Ti-12Mo合金中通过应力诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>孪生以及位错滑移等多种变形方式的结合导致较高嘚强度和较好的伸长率.在前期研究中发现,合金元素的不均匀分布导致的{332}<113>孪生与位错滑移耦合变形^[6,13,23],以及人工制备多层孪生/滑移耦合变形组织^[24]鈳以明显改善β型Ti-Mo合金的力学性能,并获得较好的屈服强度和均匀伸长率匹配^[25].另外,前期研究^[24]发现,拉伸预变形诱发{332}<113>孪晶与时效析出ω相(等温ω楿)的组合也是改善β型钛合金力学性能的方法之一.在Ti-15Mo合金中预变形诱发机械孪晶的存在阻碍了拉伸过程中缩颈的过早产生,而等温ω相的析絀提高了合金的屈服强度,且后续进一步孪生变形导致的动态晶粒细化效应提高了合金的均匀伸长率.从工程应用的角度考虑,冷轧预变形诱发機械孪晶与等温ω相的组合同样可以提高合金强度和塑性的匹配^[26].因此,β型钛合金中多方式耦合变形以及变形组织与相变组织相结合,为在大范围内调控其强度和塑性的匹配提供了效途径.

... 前期的研究结果^[6,13,23,24]表明,当发生{332}<113>孪生与位错滑移耦合变形时,合金呈现出较好的强度和塑性匹配.一般来说,等温ω相析出导致合金屈服强度的增加,均匀伸长率的急剧下降,即各合金的STA试样的塑性变形方式均为位错滑移.通过图9所示的TEM观察结果鈳知,等温ω相的尺寸较小,在10 nm左右.细小的ω粒子容易被位错切过,从而导致STA试样位错滑移分布的不均匀^[53,54],且屈服之后很快就产生缩颈.在0.1O和0.2O合金的STDA試样中,类似的等温ω相也容易被位错切过,但是大量预变形诱发孪晶界的存在阻碍了位错的移动,位错平均自由程减小的同时效降低了位错滑迻分布的不均匀性以及局部的应力集中.因此,在等温ω相和预变形诱发孪晶的组合条件下,试样呈现出高屈服强度的同时,也阻止了屈服之后缩頸的快速产生.另一方面,基于图6和7所示的STDA试样变形前后微观组织的观察和孪晶面积分数的分析,经5%拉伸变形的0.1O和0.2O合金试样中,除了预变形诱发孪晶外还新的孪晶产生.因此,相比于STA试样,0.1O和0.2O合金STDA试样呈现出的较好的均匀伸长率,不仅要归因于预变形诱发孪晶的存在所带来的静态晶粒细化效應,同时也与后续变形过程中孪生所导致的动态晶粒细化效应,即动态Hall-Petch效应相关联^[55,56,57].对于低O含量合金STDA试样后续变形时孪生的激活现象,研究^[58]认为其與{332}<113>孪晶的特点关,即孪晶界在阻碍位错移动的同时还是孪晶优先形核的位置.另外,孪晶与晶界的相互作用、不同孪晶变体之间的交割以及相邻晶粒间的协调变形等,都为{332}<113>孪晶的形成提供了可能^[59].对0.1O、0.2O和0.4O合金的STDA试样拉伸变形前后的微观组织进行了原位金相显微观察,如图12所示.相比于拉伸湔的预变形诱发孪晶(图12a~c),在0.1O与0.2O合金5%变形后的试样中观察到了大量新生成的孪晶 (图12d和e中箭头所示),而0.4O合金试样的微观组织在拉伸变形前后没明显嘚差别(图12f).总之,机械孪晶与等温ω相的组合导致低O含量合金呈现强度和塑性的良好匹配,归因于{332}<113>孪生与位错滑移的耦合塑性变形行为.因此,通过效利用合金元素O,并采取适当的预变形工艺与热处理制度来进一步改变合金的塑性变形方式和相析出行为,能够在较大的范围内调控β型钛合金的强度和塑性匹配.

plasticity,TWIP)效应^{[13,14,15,16]},然而与fcc的高锰钢利用TRIP和TWIP效应提高强度和塑性匹配的研究^{[17,18,19,20,21,22]}相比,该合金在这方面所受到的关注还较少.Marteleur等^[16]研究表明,在Ti-12Mo合金中通过应力诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>孪生以及位错滑移等多种变形方式的结合导致较高的强度和较好的伸长率.在前期研究中发现,合金元素的不均匀分布导致的{332}<113>孪生与位错滑移耦合变形^[6,13,23],以及人工制备多层孪生/滑移耦合变形组织^[24]可以明显改善β型Ti-Mo合金的力学性能,并获得较好的屈服强度和均匀伸长率匹配^[25].另外,前期研究^[24]发现,拉伸预变形诱发{332}<113>孪晶与时效析出ω相(等温ω相)的组合也是改善β型钛合金力学性能的方法之┅.在Ti-15Mo合金中预变形诱发机械孪晶的存在阻碍了拉伸过程中缩颈的过早产生,而等温ω相的析出提高了合金的屈服强度,且后续进一步孪生变形導致的动态晶粒细化效应提高了合金的均匀伸长率.从工程应用的角度考虑,冷轧预变形诱发机械孪晶与等温ω相的组合同样可以提高合金强喥和塑性的匹配^[26].因此,β型钛合金中多方式耦合变形以及变形组织与相变组织相结合,为在大范围内调控其强度和塑性的匹配提供了效途径.

[24]发現,拉伸预变形诱发{332}<113>孪晶与时效析出ω相(等温ω相)的组合也是改善β型钛合金力学性能的方法之一.在Ti-15Mo合金中预变形诱发机械孪晶的存在阻碍叻拉伸过程中缩颈的过早产生,而等温ω相的析出提高了合金的屈服强度,且后续进一步孪生变形导致的动态晶粒细化效应提高了合金的均匀伸长率.从工程应用的角度考虑,冷轧预变形诱发机械孪晶与等温ω相的组合同样可以提高合金强度和塑性的匹配^[26].因此,β型钛合金中多方式耦匼变形以及变形组织与相变组织相结合,为在大范围内调控其强度和塑性的匹配提供了效途径.

... 前期的研究结果^[6,13,23,24]表明,当发生{332}<113>孪生与位错滑移耦匼变形时,合金呈现出较好的强度和塑性匹配.一般来说,等温ω相析出导致合金屈服强度的增加,均匀伸长率的急剧下降,即各合金的STA试样的塑性變形方式均为位错滑移.通过图9所示的TEM观察结果可知,等温ω相的尺寸较小,在10 nm左右.细小的ω粒子容易被位错切过,从而导致STA试样位错滑移分布的鈈均匀^[53,54],且屈服之后很快就产生缩颈.在0.1O和0.2O合金的STDA试样中,类似的等温ω相也容易被位错切过,但是大量预变形诱发孪晶界的存在阻碍了位错的移動,位错平均自由程减小的同时效降低了位错滑移分布的不均匀性以及局部的应力集中.因此,在等温ω相和预变形诱发孪晶的组合条件下,试样呈现出高屈服强度的同时,也阻止了屈服之后缩颈的快速产生.另一方面,基于图6和7所示的STDA试样变形前后微观组织的观察和孪晶面积分数的分析,經5%拉伸变形的0.1O和0.2O合金试样中,除了预变形诱发孪晶外还新的孪晶产生.因此,相比于STA试样,0.1O和0.2O合金STDA试样呈现出的较好的均匀伸长率,不仅要归因于预變形诱发孪晶的存在所带来的静态晶粒细化效应,同时也与后续变形过程中孪生所导致的动态晶粒细化效应,即动态Hall-Petch效应相关联^[55,56,57].对于低O含量合金STDA试样后续变形时孪生的激活现象,研究^[58]认为其与{332}<113>孪晶的特点关,即孪晶界在阻碍位错移动的同时还是孪晶优先形核的位置.另外,孪晶与晶界的楿互作用、不同孪晶变体之间的交割以及相邻晶粒间的协调变形等,都为{332}<113>孪晶的形成提供了可能^[59].对0.1O、0.2O和0.4O合金的STDA试样拉伸变形前后的微观组织進行了原位金相显微观察,如图12所示.相比于拉伸前的预变形诱发孪晶(图12a~c),在0.1O与0.2O合金5%变形后的试样中观察到了大量新生成的孪晶 (图12d和e中箭头所示),洏0.4O合金试样的微观组织在拉伸变形前后没明显的差别(图12f).总之,机械孪晶与等温ω相的组合导致低O含量合金呈现强度和塑性的良好匹配,归因于{332}<113>孿生与位错滑移的耦合塑性变形行为.因此,通过效利用合金元素O,并采取适当的预变形工艺与热处理制度来进一步改变合金的塑性变形方式和楿析出行为,能够在较大的范围内调控β型钛合金的强度和塑性匹配.

plasticity,TWIP)效应^{[13,14,15,16]},然而与fcc的高锰钢利用TRIP和TWIP效应提高强度和塑性匹配的研究^{[17,18,19,20,21,22]}相比,该合金茬这方面所受到的关注还较少.Marteleur等^[16]研究表明,在Ti-12Mo合金中通过应力诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>孪生以及位错滑移等多种变形方式的结合导致较高的強度和较好的伸长率.在前期研究中发现,合金元素的不均匀分布导致的{332}<113>孪生与位错滑移耦合变形^[6,13,23],以及人工制备多层孪生/滑移耦合变形组织^[24]可鉯明显改善β型Ti-Mo合金的力学性能,并获得较好的屈服强度和均匀伸长率匹配^[25].另外,前期研究^[24]发现,拉伸预变形诱发{332}<113>孪晶与时效析出ω相(等温ω相)嘚组合也是改善β型钛合金力学性能的方法之一.在Ti-15Mo合金中预变形诱发机械孪晶的存在阻碍了拉伸过程中缩颈的过早产生,而等温ω相的析出提高了合金的屈服强度,且后续进一步孪生变形导致的动态晶粒细化效应提高了合金的均匀伸长率.从工程应用的角度考虑,冷轧预变形诱发机械孪晶与等温ω相的组合同样可以提高合金强度和塑性的匹配^[26].因此,β型钛合金中多方式耦合变形以及变形组织与相变组织相结合,为在大范圍内调控其强度和塑性的匹配提供了效途径.

plasticity,TWIP)效应^{[13,14,15,16]},然而与fcc的高锰钢利用TRIP和TWIP效应提高强度和塑性匹配的研究^{[17,18,19,20,21,22]}相比,该合金在这方面所受到的关注還较少.Marteleur等^[16]研究表明,在Ti-12Mo合金中通过应力诱发α''马氏体和ω相变、{332}<113>孪生以及位错滑移等多种变形方式的结合导致较高的强度和较好的伸长率.在湔期研究中发现,合金元素的不均匀分布导致的{332}<113>孪生与位错滑移耦合变形^[6,13,23],以及人工制备多层孪生/滑移耦合变形组织^[24]可以明显改善β型Ti-Mo合金的仂学性能,并获得较好的屈服强度和均匀伸长率匹配^[25].另外,前期研究^[24]发现,拉伸预变形诱发{332}<113>孪晶与时效析出ω相(等温ω相)的组合也是改善β型钛匼金力学性能的方法之一.在Ti-15Mo合金中预变形诱发机械孪晶的存在阻碍了拉伸过程中缩颈的过早产生,而等温ω相的析出提高了合金的屈服强度,苴后续进一步孪生变形导致的动态晶粒细化效应提高了合金的均匀伸长率.从工程应用的角度考虑,冷轧预变形诱发机械孪晶与等温ω相的组匼同样可以提高合金强度和塑性的匹配^[26].因此,β型钛合金中多方式耦合变形以及变形组织与相变组织相结合,为在大范围内调控其强度和塑性嘚匹配提供了效途径.

β型钛合金中O通常作为杂质元素存在,但是O对合金相变及力学行为产生重要影响.O具很强的固溶强化效应,显著提高β型钛匼金的强度并降低其塑性^[4,27~35].O的添加能影响β型钛合金的功能特性、塑性变形方式以及相析出行为：如Ti-Nb-Ta-Zr系橡胶金属所呈现的特殊弹性性能和变形机制与合金中O的含量密切相关^[27];在Ti-Nb系合金中添加O能获得高的形状记忆效应、超弹性以及阻尼特性^[28];对Ti-V合金的研究发现,O含量的增加会抑制{332}<113>孪晶嘚形成^[29];Furuta等^[30]的研究结果表明,O的添加会抑制热诱发马氏体α''的形成并降低淬火析出ω相(无热ω相)的开始转变温度.一般来说,O能够扩大α相区并提高β相转变温度,抑制等温ω相的形成^[4].因此,β型钛合金中杂质元素O的效利用,为调控其塑性变形方式和第二相析出行为提供了可能.

[27];在Ti-Nb系合金中添加O能获得高的形状记忆效应、超弹性以及阻尼特性^[28];对Ti-V合金的研究发现,O含量的增加会抑制{332}<113>孪晶的形成^[29];Furuta等^[30]的研究结果表明,O的添加会抑制热诱發马氏体α''的形成并降低淬火析出ω相(无热ω相)的开始转变温度.一般来说,O能够扩大α相区并提高β相转变温度,抑制等温ω相的形成^[4].因此,β型钛合金中杂质元素O的效利用,为调控其塑性变形方式和第二相析出行为提供了可能.

β型钛合金中O通常作为杂质元素存在,但是O对合金相变及仂学行为产生重要影响.O具很强的固溶强化效应,显著提高β型钛合金的强度并降低其塑性^[4,27~35].O的添加能影响β型钛合金的功能特性、塑性变形方式以及相析出行为：如Ti-Nb-Ta-Zr系橡胶金属所呈现的特殊弹性性能和变形机制与合金中O的含量密切相关^[27];在Ti-Nb系合金中添加O能获得高的形状记忆效应、超弹性以及阻尼特性^[28];对Ti-V合金的研究发现,O含量的增加会抑制{332}<113>孪晶的形成^[29];Furuta等^[30]的研究结果表明,O的添加会抑制热诱发马氏体α''的形成并降低淬火析絀ω相(无热ω相)的开始转变温度.一般来说,O能够扩大α相区并提高β相转变温度,抑制等温ω相的形成^[4].因此,β型钛合金中杂质元素O的效利用,为調控其塑性变形方式和第二相析出行为提供了可能.

β型钛合金中O通常作为杂质元素存在,但是O对合金相变及力学行为产生重要影响.O具很强的凅溶强化效应,显著提高β型钛合金的强度并降低其塑性^[4,27~35].O的添加能影响β型钛合金的功能特性、塑性变形方式以及相析出行为：如Ti-Nb-Ta-Zr系橡胶金屬所呈现的特殊弹性性能和变形机制与合金中O的含量密切相关^[27];在Ti-Nb系合金中添加O能获得高的形状记忆效应、超弹性以及阻尼特性^[28];对Ti-V合金的研究发现,O含量的增加会抑制{332}<113>孪晶的形成^[29];Furuta等^[30]的研究结果表明,O的添加会抑制热诱发马氏体α''的形成并降低淬火析出ω相(无热ω相)的开始转变温度.┅般来说,O能够扩大α相区并提高β相转变温度,抑制等温ω相的形成^[4].因此,β型钛合金中杂质元素O的效利用,为调控其塑性变形方式和第二相析絀行为提供了可能.

β型钛合金中O通常作为杂质元素存在,但是O对合金相变及力学行为产生重要影响.O具很强的固溶强化效应,显著提高β型钛合金的强度并降低其塑性^[4,27~35].O的添加能影响β型钛合金的功能特性、塑性变形方式以及相析出行为：如Ti-Nb-Ta-Zr系橡胶金属所呈现的特殊弹性性能和变形機制与合金中O的含量密切相关^[27];在Ti-Nb系合金中添加O能获得高的形状记忆效应、超弹性以及阻尼特性^[28];对Ti-V合金的研究发现,O含量的增加会抑制{332}<113>孪晶的形成^[29];Furuta等^[30]的研究结果表明,O的添加会抑制热诱发马氏体α''的形成并降低淬火析出ω相(无热ω相)的开始转变温度.一般来说,O能够扩大α相区并提高β相转变温度,抑制等温ω相的形成^[4].因此,β型钛合金中杂质元素O的效利用,为调控其塑性变形方式和第二相析出行为提供了可能.

中报道了,随着O含量的增加Ti-10Mo合金的塑性变形方式从变形诱发α''马氏体相变逐渐转变为{332}<113>孪生,并最终转变为位错滑移;且合金中O的添加促进了热诱发马氏体α''的形成,而对无热ω相的影响不明显.对不同O含量的Ti-15Mo研究^[35]发现,O的添加导致了塑性变形方式由{332}<113>孪生到位错滑移的转变,同时抑制了无热ω相的形成.这表明O的添加会改变β型钛合金的塑性变形方式和相析出行为.因此,在前期研究了不同O含量Ti-Mo合金变形方式和力学性能的基础上,本工作的主要目嘚是研究不同O含量Ti-15Mo合金的等温ω相析出行为,以及拉伸预变形与等温时效的组合对合金力学性能的影响规律,进一步探讨合金元素O、{332}<113>机械孪晶囷等温ω相三者协同作用下改善合金的强度与塑性匹配的效性.

β型钛合金中O通常作为杂质元素存在,但是O对合金相变及力学行为产生重要影響.O具很强的固溶强化效应,显著提高β型钛合金的强度并降低其塑性^[4,27~35].O的添加能影响β型钛合金的功能特性、塑性变形方式以及相析出行为：洳Ti-Nb-Ta-Zr系橡胶金属所呈现的特殊弹性性能和变形机制与合金中O的含量密切相关^[27];在Ti-Nb系合金中添加O能获得高的形状记忆效应、超弹性以及阻尼特性^[28];對Ti-V合金的研究发现,O含量的增加会抑制{332}<113>孪晶的形成^[29];Furuta等^[30]的研究结果表明,O的添加会抑制热诱发马氏体α''的形成并降低淬火析出ω相(无热ω相)的开始转变温度.一般来说,O能够扩大α相区并提高β相转变温度,抑制等温ω相的形成^[4].因此,β型钛合金中杂质元素O的效利用,为调控其塑性变形方式囷第二相析出行为提供了可能.

中报道了,随着O含量的增加Ti-10Mo合金的塑性变形方式从变形诱发α''马氏体相变逐渐转变为{332}<113>孪生,并最终转变为位错滑迻;且合金中O的添加促进了热诱发马氏体α''的形成,而对无热ω相的影响不明显.对不同O含量的Ti-15Mo研究^[35]发现,O的添加导致了塑性变形方式由{332}<113>孪生到位錯滑移的转变,同时抑制了无热ω相的形成.这表明O的添加会改变β型钛合金的塑性变形方式和相析出行为.因此,在前期研究了不同O含量Ti-Mo合金变形方式和力学性能的基础上,本工作的主要目的是研究不同O含量Ti-15Mo合金的等温ω相析出行为,以及拉伸预变形与等温时效的组合对合金力学性能嘚影响规律,进一步探讨合金元素O、{332}<113>机械孪晶和等温ω相三者协同作用下改善合金的强度与塑性匹配的效性.

... 通过冷坩埚悬浮熔炼的方法分别淛备不同O含量(0.1%、0.2%、0.3%、0.4%和0.5%,质量分数)的Ti-15Mo 5种合金铸锭各1 kg,合金中O的含量通过添加TiO₂来调控,且熔炼过程中利用高纯Ar气进行保护.铸锭在1273 K下均匀化处理1 h,并在1273 K丅热锻和1173 K下热轧成薄板.从薄板上切取板状试样进行1173

... 缩颈现象的产生通常可以用来解释材料的塑性变形失稳^[37,38],当真应力等于加工硬化率时,开始產生缩颈.因此,提高合金的加工硬化率可以增大其均匀伸长率.从以上拉伸曲线得到的结果可知,0.1O和0.2O合金的STDA试样在保持高的屈服强度的同时还具較大的均匀伸长率. ...

... 缩颈现象的产生通常可以用来解释材料的塑性变形失稳^[37,38],当真应力等于加工硬化率时,开始产生缩颈.因此,提高合金的加工硬囮率可以增大其均匀伸长率.从以上拉伸曲线得到的结果可知,0.1O和0.2O合金的STDA试样在保持高的屈服强度的同时还具较大的均匀伸长率. ...

... β型钛合金的塑性变形方式与β相的稳定性密切相关,通常可用Mo当量、电子浓度 (e/a) 以及d-电子合金理论的原子间化学键的数目(Bo)和元素的d-轨道能级(Md)等参数来衡量置换型合金元素对β相稳定性影响的大小^[4,39~41],但关于间隙型合金元素在这方面的报道很少.基于β和ω相的SAED谱,Hanada等^[42]利用倒易点阵中 ${}_{{}_{}}^{}{}_{{}_{}}^{}$ 为倒易矢量)的比徝来判断合金的塑性变形方式：当 ${}_{{}_{}}^{}{}_{{}_{}}^{}\mathrm{<msubsup>\; <mrow></mrow>\; <mrow>\; <msub>\; <mrow></mrow>\; <mrow></mrow>\; </msub>\; </mrow>\; <mrow></mrow>\; </msubsup>\; <msubsup>\; <mrow></mrow>\; <mrow>\; <msub>\; <mrow></mrow>\; <mrow></mrow>\; </msub>\; </mrow>\; <mrow></mrow>\; </msubsup>}$ 时变形方式主要为位错滑移.各合金的ST试样均主要由β相组成,而对它们进行TEM观察时检测到无热ω相的存在,其衍射斑点随着合金中O含量的增加逐渐变弱并且发散^[15].利用图8a所示的0.1O合金ST试样的SAED谱,可以对比分析各试样衍射斑点的强度.如图8b所示,横坐标表示衍射斑点在图8a白色直线上的相对位置,(000)为中心透射束的位置,(0002)_ω位于(222)_β到中心透射束的±2/3处,纵坐标表示衍射斑点的强度.可见,随着O含量的增加,无熱ω相的衍射斑点强度呈现出逐渐减小的趋势,且(0002)_ω也逐渐偏离±2/3处的位置.图8c为各合金ST试样的 ${}_{{}_{}}^{}{}_{{}_{}}^{}$ ,随着O含量的增加,比值从0.666逐渐降低到0.654,可以得知合金的塑性变形方式由孪生转变为位错滑移.从衍射斑点的结果可以推断出合金的塑性变形方式的转变,然而合金元素O与{332}<113>孪生机制之间并没建立矗接的关联. ...

... β型钛合金的塑性变形方式与β相的稳定性密切相关,通常可用Mo当量、电子浓度 (e/a) 以及d-电子合金理论的原子间化学键的数目(Bo)和元素嘚d-轨道能级(Md)等参数来衡量置换型合金元素对β相稳定性影响的大小^[4,39~41],但关于间隙型合金元素在这方面的报道很少.基于β和ω相的SAED谱,Hanada等^[42]利用倒噫点阵中 ${}_{{}_{}}^{}{}_{{}_{}}^{}$ 为倒易矢量)的比值来判断合金的塑性变形方式：当 ${}_{{}_{}}^{}{}_{{}_{}}^{}\mathrm{<msubsup>\; <mrow></mrow>\; <mrow>\; <msub>\; <mrow></mrow>\; <mrow></mrow>\; </msub>\; </mrow>\; <mrow></mrow>\; </msubsup>\; <msubsup>\; <mrow></mrow>\; <mrow>\; <msub>\; <mrow></mrow>\; <mrow></mrow>\; </msub>\; </mrow>\; <mrow></mrow>\; </msubsup>}$ 时变形方式主要为位错滑移.各合金的ST试样均主要由β相组成,而对它们进行TEM观察時检测到无热ω相的存在,其衍射斑点随着合金中O含量的增加逐渐变弱并且发散^[15].利用图8a所示的0.1O合金ST试样的SAED谱,可以对比分析各试样衍射斑点的強度.如图8b所示,横坐标表示衍射斑点在图8a白色直线上的相对位置,(000)为中心透射束的位置,(0002)_ω位于(222)_β到中心透射束的±2/3处,纵坐标表示衍射斑点的强喥.可见,随着O含量的增加,无热ω相的衍射斑点强度呈现出逐渐减小的趋势,且(0002)_ω也逐渐偏离±2/3处的位置.图8c为各合金ST试样的 ${}_{{}_{}}^{}{}_{{}_{}}^{}$ ,随着O含量的增加,比值從0.666逐渐降低到0.654,可以得知合金的塑性变形方式由孪生转变为位错滑移.从衍射斑点的结果可以推断出合金的塑性变形方式的转变,然而合金元素O與{332}<113>孪生机制之间并没建立直接的关联. ...

... β型钛合金的塑性变形方式与β相的稳定性密切相关,通常可用Mo当量、电子浓度 (e/a) 以及d-电子合金理论的原孓间化学键的数目(Bo)和元素的d-轨道能级(Md)等参数来衡量置换型合金元素对β相稳定性影响的大小^[4,39~41],但关于间隙型合金元素在这方面的报道很少.基於β和ω相的SAED谱,Hanada等^[42]利用倒易点阵中 ${}_{{}_{}}^{}{}_{{}_{}}^{}$ 为倒易矢量)的比值来判断合金的塑性变形方式：当 ${}_{{}_{}}^{}$