適配SiC/Ti65復(fù)合材料制備的Ti65合金包套組織性能調(diào)控及高溫服役穩(wěn)定性優(yōu)化研究——基于高超聲速飛行器前緣、迎風(fēng)面極端熱環(huán)境服役需求，解決傳統(tǒng)高溫鈦合金600℃以上承載不足抗變形能力薄弱短板

高超聲速飛行器在服役時,由于空氣壓縮與摩擦,使其表面溫度迅速升高。例如,X-15在以5馬赫的速度飛行時,其前緣表面溫度可以達到718℃;X-43在以6馬赫的速度巡航過程中，前緣、機身迎風(fēng)面等部位表面溫度甚至超過1000℃[1]。由此可知,高超聲速飛行器主承力部件材料的設(shè)計應(yīng)兼顧耐高溫和強大高溫性能的雙重需求[2-4]。然而,傳統(tǒng)鈦合金因高溫承載能力不足，熱力耦合場下抵抗變形能力差等原因，無法滿足其在高超聲速飛行器設(shè)計使用需求，尤其是在使用溫度超過600℃的嚴(yán)苛服役環(huán)境下[5]。Ti65是一種10組元近a型鈦合金,其設(shè)計使用溫度為600~650℃,具有良好的綜合性能,主要用于航空600~650℃高溫長時主承力部件以及航天650~750℃高溫短時結(jié)構(gòu)件[5]。通過SiC纖維增強Ti65合金,構(gòu)件性能大幅提升:在相同的試驗條件下,SiC/Ti65復(fù)合材料在室溫下沿纖維方向的抗拉強度比Ti65合金提升129%;SiC/Ti65復(fù)合材料在650℃下沿纖維方向的抗拉強度比Ti65合金提升264%[6]。此外,還具備耐腐蝕、耐磨損和高熱穩(wěn)定性，克服了鎳基高溫合金密度過大及陶瓷基復(fù)合材料脆性高的缺點[7-13]。由此可見,利用SiC/Ti65復(fù)合材料有望解決高超聲速飛行器在600~650℃使用溫度范圍內(nèi)材料高溫承載能力不足和抵抗變形能力差的問題。

在SiC/Ti65復(fù)合材料制備過程中,通常采用磁控濺射法制備先驅(qū)絲，再將先驅(qū)絲裝入Ti65包套，最后通過熱等靜壓(Hot isostatic pressing,HIP)致密成型[12]。而在熱等靜壓期間，溫度與壓力的動態(tài)變化會致使Ti65包套組織及性能發(fā)生改變。目前，Ti65合金熱處理已開展部分研究[14-15],就實際應(yīng)用于SiC/Ti65復(fù)合材料包套的Ti65合金而言,經(jīng)歷HIP以及利用熱處理(HT,Heat treatment)手段恢復(fù)其性能的方法尚未見報道。因此，本文旨在通過試驗分析熱處理與熱等靜壓工藝對Ti65合金的組織與性能的影響，并分析不同狀態(tài)試樣室高溫拉伸斷裂機制，以優(yōu)化SiC/Ti65復(fù)合材料制備工藝方案。

1、試驗材料與方法

本試驗采用的Ti65合金鍛件由某研究所制備，其相變點為1080℃,熱等靜壓工藝一般在960℃下進行5。其化學(xué)成分如表1所示，經(jīng)過6種不同工藝的處理后制成拉伸試樣，具體工藝如圖1所示。其中,HT階段采用空冷(Air cooling),HIP階段采用爐冷(Furnace cooling)。

表1 Ti65合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

Table 1 Chemical composition of the Ti65 alloy(mass fraction,%)

拉伸試驗在 Instron5582型電子萬能試驗機上進行,室溫測試根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)GB/T228.1-2021《金屬材料拉伸試驗第1部分:室溫試驗方法》進行;高溫測試根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)GB/T228.2-2015《金屬材料拉伸試驗第2部分:高溫試驗方法》進行。將不同狀態(tài)的Ti65試樣切割、研磨、拋光、蝕刻以進行后續(xù)表征，蝕刻溶液為HF、HNO₃、H₂O的混合溶液，體積比為1:1:50;利用掃描電鏡(Sigma300)獲得試樣組織及斷口的顯微照片;采用C-nano EBSD分析探頭獲得試樣縱剖面的微觀結(jié)構(gòu)信息。

2、試驗結(jié)果及討論

2.1顯微組織

6種不同工藝處理的試樣顯微組織如圖2所示。圖2(a)為鍛態(tài)，其組織為典型的雙態(tài)組織，由初生α相、片層α相和β相組成。圖2(b)HT態(tài)組織由β轉(zhuǎn)變組織、初生α相組成。圖2(c)HIP態(tài)的組織與初始態(tài)組織相似。圖2(d)為HT-HIP態(tài)的組織，由初生α相、β轉(zhuǎn)變組織組成;與HT態(tài)相比,由于后續(xù)又經(jīng)歷了HIP的過程，在960℃下，HT-HIP組織的β轉(zhuǎn)變組織中片層α相晶粒長大，導(dǎo)致片層明顯粗化,從HT態(tài)的0.44μm增加到HT-HIP態(tài)的0.78μm。圖2(e)HIP-HT的試樣組織由少量初生α相、大量β轉(zhuǎn)變組織組成;與HIP態(tài)相比,熱處理后片層α相變細，形成大量β轉(zhuǎn)變組織。圖2(f)中HT-HIP-HT試樣的組織由少量α相和大量β轉(zhuǎn)變組織組成;與HT-HIP試樣組織相比,熱處理后的試樣β轉(zhuǎn)變組織中的片層α相明顯細化。經(jīng)過熱處理的試樣,組織中都出現(xiàn)了大量的β轉(zhuǎn)變組織,這可能是影響性能的主要原因之一[16]。此外,6種組織中都存在球狀的硅化物,并彌散分布在組織中[17]。分別測量了6種組織的片層α相寬度并取平均值,如表2所示,可將6種狀態(tài)的組織分為兩類:第一類包括鍛態(tài)、HIP態(tài)和HT-HIP態(tài),這類組織中片層α相的寬度均大于1μm;第二類包括 HT態(tài)、HIP-HT態(tài)和 HT-HIP-HT態(tài),這類組織中的片層α相更細小,均不超過0.6μm,且等軸α相占比很少。綜合考慮工藝流程的簡潔性以及不同工藝得到的組織特征，后續(xù)重點分析HIP態(tài)及HIP-HT態(tài)試樣的組織與斷裂機制。

表2不同組織中片層α相的寬度

Table 2 The widths of lamellar a phases in different microstructure

如圖3所示分別為HIP態(tài)和HIP-HT態(tài)試樣的反極圖(Inversepole figure，IPF)和核平均錯配角(Kernel average misorientation,KAM)。其中,IPF除觀察晶粒取向外,本文主要用于觀察晶粒變化;KAM值的大小代表錯配角度的大小,圖中綠色部分越深，位錯越密集。從圖3(a)和3(b)中可以觀察到經(jīng)過HIP的試樣晶粒多呈等軸狀，且晶粒中錯配程度較高。而圖3(c)和3(d)中HIP-HT態(tài)的試樣由于經(jīng)過了熱處理，組織中出現(xiàn)了許多針狀析出相，且晶粒內(nèi)的錯配程度明顯降低。

2.2 室溫拉伸

室溫拉伸的試驗結(jié)果見表3。結(jié)果顯示，在上述熱處理制度下,HT和HIP都會使Ti65合金的抗拉強度有不同程度的提升，HIP處理后合金的屈服強度略微下降、伸長率降低及斷面收縮率增加。從HT-HIP、HT-HIP-HT和HIP、HIP-HT4種狀態(tài)試樣的檢測結(jié)果中可以看出，HT可以使HIP后的試樣強度稍有恢復(fù)。其中HIP-HT和HT-HIP-HT的處理對Ti65合金抗拉強度的提升最為明顯，塑性和韌性相差不大。

表3不同狀態(tài)下Ti65合金的室溫拉伸性能

Table 3 Tensile properties at room temperature of the Ti65 alloy in different states

2.2.1斷口形貌

HIP態(tài)和HIP-HT態(tài)試樣的室溫拉伸的斷口如圖4所示。圖4(a)為HIP態(tài)試樣的斷口全貌,其中心位置有大量深韌窩，且由于HIP后合金的塑性明顯升高，斷口頸縮現(xiàn)象明顯，且斷口邊緣出現(xiàn)剪切唇。將HIP態(tài)的斷口形貌局部放大如圖4(b)和4(c)所示。圖4(b)為斷口的中心部分，可以觀察到分布大量韌窩，韌窩周圍還存在撕裂棱;圖4(c)為斷口的邊緣部分，該區(qū)域的韌窩較淺。說明裂紋起源于中心部分并向外擴展，最終導(dǎo)致斷裂。圖4(d)為HIP-HT態(tài)試樣的斷口全貌，其表面較為平整，有明顯準(zhǔn)解理斷裂的跡象。HIP-HT態(tài)的斷口形貌細節(jié)如圖4(e)和4(f)所示。斷口表面存在平坦的解理小平面及撕裂棱，是典型的解理斷裂特征，且撕裂棱上存在微孔，推測是解理斷裂沿著片層α相斷裂,硅化物掉落形成微孔。HIP試樣和HIP-HT試樣的斷口反映了兩者在拉伸性能上的區(qū)別,HIP試樣的韌性較HIP-HT更高，這與表3中所示的結(jié)果一致。

2.2.2室溫拉伸斷裂機制

對HIP拉伸試樣和HIP-HT拉伸試樣的縱剖面進行EBSD分析，如圖5所示。圖5(a)和5(b)分別為HIP拉伸試樣的縱剖面反極圖(Inverse pole figure，IPF)和核平均取向差(Kernel average misorientation,KAM),從圖3(a)和圖5(a)中的反極圖能夠清晰觀察到，斷口附近的晶粒發(fā)生了顯著變形，部分晶粒被明顯拉長甚至出現(xiàn)破裂現(xiàn)象。這一現(xiàn)象表明，拉伸應(yīng)力引發(fā)了晶粒的塑性變形，那些無法承受形變的晶粒最終遭到破壞。此外，KAM圖顯示晶界處的錯配程度相對更高，這意味著塑性變形主要集中于這些區(qū)域。同時，晶粒內(nèi)部出現(xiàn)了不連續(xù)的錯配值升高情況,這說明材料在拉伸載荷作用下,不僅發(fā)生了局部塑性變形，還出現(xiàn)了晶體滑移現(xiàn)象[18]。綜上所述，在室溫拉應(yīng)力的作用下，HIP態(tài)試樣內(nèi)部先發(fā)生塑性變形，隨后斷裂，斷裂形式為韌性斷裂。

圖5(c)、5(d)、5(e)和5(f)分別為HIP-HT拉伸試樣縱剖面斷口附近和裂紋附近的IPF和KAM圖。從圖5(c)和5(d)中可以看出，在HIP-HT態(tài)試樣中，針狀析出相周圍的錯配程度顯著高于其他部位。這一現(xiàn)象表明，析出晶粒對材料中位錯的運動起到了阻礙作用,而這正是HIP-HT態(tài)試樣抗拉強度得以提升的原因[19]。另外,從圖3(c)未拉伸前的IPF中可以發(fā)現(xiàn),在該試樣中沒有出現(xiàn)明顯被拉長的晶粒,這主要是因為試樣在經(jīng)歷HT處理后，其塑性有所下降。從圖5(e)和5(f)中可以發(fā)現(xiàn)HIP-HT態(tài)試樣在析出相較少的位置發(fā)生了穿晶斷裂，裂紋周圍錯配程度明顯高于其他地方,由此可以判斷是由于晶粒內(nèi)部滑移帶產(chǎn)生較大局部應(yīng)變，滑移帶之間不能很好地協(xié)調(diào)變形，導(dǎo)致應(yīng)力集中,最終誘發(fā)裂紋成核[20-21]。

2.3 650℃拉伸

6種狀態(tài)試樣650℃拉伸的試驗結(jié)果詳細數(shù)據(jù)見表4。從650℃下得到的拉伸結(jié)果發(fā)現(xiàn)，熱處理工藝對 Ti65合金性能影響的規(guī)律類似,即HIP提升塑性,HT提升強度。但與室溫狀態(tài)不同的是,HIP-HT態(tài)的塑性要優(yōu)于HIP態(tài)。綜合考慮，同樣選擇HIP態(tài)和HIP-HT態(tài)的斷口進行進一步研究。

表4不同狀態(tài)下Ti65合金的650℃拉伸性能

Table 4 Tensile properties at 650℃ of the Ti65 alloy in different states

2.3.1 斷口分析

HIP態(tài)和HIP-HT態(tài)在650℃下拉伸的斷口如圖6所示。圖6(a)為HIP態(tài)的斷口全貌,其表面起伏較大，中心部位有深韌窩。將該斷口中心和邊緣位置放大如圖6(b)和6(c)所示,可以發(fā)現(xiàn)兩位置的形貌特征相似,均存在大而深的韌窩,大韌窩周圍分布較小的韌窩，因此該試樣為韌性斷裂。圖6(d)為HIP-HT態(tài)的斷口全貌,該斷口頸縮與HIP態(tài)相比更為嚴(yán)重，且存在剪切唇。將該斷口中心和邊緣位置放大如圖6(e)和6(f)所示,與HIP態(tài)相比,HIP-HT態(tài)中心位置的韌窩更大,說明HIP-HT試樣的韌性要高于HIP態(tài)試樣,這也對應(yīng)了拉伸性能的檢測結(jié)果;邊緣位置為剪切唇,韌窩較淺且沿裂紋擴展方向分布;說明在拉伸過程中,試樣中心部分先發(fā)生失效，隨后向外擴展形成剪切唇，最終斷裂。

2.3.2高溫拉伸斷裂機制

圖7為650℃下HIP態(tài)和HIP-HT態(tài)試樣拉伸斷口附近的EBSD分析結(jié)果。在HIP態(tài)試樣的斷口附近,由圖7(a)和7(b)可見,HIP態(tài)試樣在高溫拉伸斷口處的KAM分布與室溫下的情況相差無幾。從7(c)能夠觀察到,微孔洞在相界處萌生,隨后沿著界面不斷擴展,進而致使周圍的α晶粒破碎。這是因為在拉伸過程中,初始的α晶粒來不及調(diào)整至有利取向。如圖7(d)所示,α晶粒周圍錯配值偏高,表明晶粒未能有效協(xié)調(diào)應(yīng)變,最終遭到破壞[22]。

HIP-HT態(tài)的斷口附近分布著大量細小晶粒,如圖7(e)所示。且在圖7(g)里,微孔周圍也聚集著眾多新生成的小晶粒,可以推測這些小晶粒對阻止裂紋的擴展起到了一定作用。通過對圖7(f)和7(h)的KAM圖分析發(fā)現(xiàn),小晶粒處的錯配值極小,這極有可能是因為在高溫拉伸過程中發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象，而這也正是HIP-HT態(tài)在高溫下塑性更好的原因[23-25]。對比HIP態(tài)與HIP-HT態(tài)的KAM分布(圖7b和7f)可知,HIP-HT態(tài)的應(yīng)力分布更為均勻，應(yīng)力集中現(xiàn)象明顯較少。這表明在該狀態(tài)下，晶粒的協(xié)同變形能力優(yōu)于HIP態(tài),進而使得HIP-HT態(tài)的塑性高于HIP態(tài)。

2.3.3 斷裂機制

由此可以總結(jié)出本次試驗中HIP態(tài)和HIP-HT態(tài)試樣的斷裂機制,如圖8所示。HIP態(tài)試樣在室溫和650℃下的斷裂機制相同:在拉伸初期產(chǎn)生位錯并發(fā)生塑性變形，當(dāng)晶粒之間不能很好地協(xié)調(diào)塑性變形時，位錯在晶界處堆積,并隨著位移的增加產(chǎn)生微孔洞,這些微孔洞連接起來形成裂紋。HIP-HT態(tài)試樣在室溫下的斷裂機制為:拉伸初期產(chǎn)生位錯,在來不及發(fā)生塑性變形時堆積在針狀析出相處，隨著載荷的增加，位錯堆積處產(chǎn)生微孔洞形成裂紋。HIP-HT態(tài)試樣在650℃下的斷裂機制為:在高溫和拉伸力的作用下,產(chǎn)生位錯的同時試樣內(nèi)部發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶,于是位錯在再結(jié)晶晶粒的作用下分布于晶粒周圍。隨著載荷的增加，當(dāng)這些晶粒不能再協(xié)調(diào)變形時，裂紋萌生。

3、結(jié)論

1)從6種狀態(tài)試樣的組織來看,鍛態(tài)和HIP態(tài)的組織相似,均為比較典型的雙態(tài)組織;其中HIP態(tài)由于在960℃保溫1h,導(dǎo)致晶粒尺寸較初始態(tài)更大;其余4種經(jīng)過HT的組織中都出現(xiàn)了大量的β轉(zhuǎn)變組織,其原因是HT能夠促進β轉(zhuǎn)變組織的產(chǎn)生,進而導(dǎo)致最終經(jīng)過HT處理的試樣拉伸性能較好;

2)室溫拉伸的結(jié)果中經(jīng)過HT處理的試樣，其塑性較低;而高溫拉伸的結(jié)果中經(jīng)過HT處理的試樣塑性依然保持較高的狀態(tài),EBSD分析發(fā)現(xiàn)高溫拉伸過程中試樣發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶，而室溫拉伸時沒有出現(xiàn)該現(xiàn)象，由于動態(tài)再結(jié)晶導(dǎo)致高溫拉伸時經(jīng)過HT處理的試樣塑性依然較高;

3)HIP態(tài)試樣的室溫和高溫拉伸斷裂機制均為韌性斷裂，即在拉伸初期產(chǎn)生位錯→位錯在相界處堆積→產(chǎn)生微孔洞→微孔洞聚集形成裂紋并擴展;HIP-HT態(tài)試樣室溫下的斷裂機制可以總結(jié)為:拉伸初期產(chǎn)生位錯→位錯在針狀析出相處堆積→裂紋在位錯堆積處萌生→裂紋擴展;HIP-HT態(tài)試樣在高溫下的斷裂機制可以總結(jié)為:拉伸初期產(chǎn)生位錯→部分晶粒發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，位錯沿再結(jié)晶晶粒周圍分布→再結(jié)晶晶粒晶界處產(chǎn)生裂紋→裂紋擴展。

綜上所述,SiC/Ti65復(fù)合材料制備所采用的熱等靜壓工藝對Ti65合金包套的性能影響較大,在960℃高溫高壓的作用下,其組織結(jié)構(gòu)發(fā)生明顯改變,晶粒的粗化會降低其性能,導(dǎo)致鈦基復(fù)合材料性能的整體下降;在熱等靜壓后熱處理可促使Ti65合金包套產(chǎn)生β轉(zhuǎn)變組織，除細化晶粒外還能促使其在高溫拉伸時發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶,提升Ti65合金包套的拉伸性能，從而提升SiC/Ti65復(fù)合材料整體性能。

參考文獻

[1]金旗.SiC纖維增強Ti基復(fù)合材料的制備及微觀組織結(jié)構(gòu)研究[D].北京:北京科技大學(xué),2021.

JIN Qi. Preparation and microstructure of fiber reinforced Ti matrix composites[ D]. Beijing:University of Science and Technology Beijing,2021.

[2]楊亞政，楊嘉陵，方岱寧.高超聲速飛行器熱防護材料與結(jié)構(gòu)的研究進展[J].應(yīng)用數(shù)學(xué)和力學(xué),2008(1):47-56.

YANG Ya-zheng, YANG Jia-ling, FANG Dai-ning. Research progress on the thermal protection materials and structures in hypersonic vehicles[J].Applied Mathematics and Mechanics,2008(1):47-56.

[3]崔爾杰.近空間飛行器研究發(fā)展現(xiàn)狀及關(guān)鍵技術(shù)問題[J].力學(xué)進展,2009,39(6):658-673.

CUI Er-jie. Research statutes, development trends and key technical problems of near space flying vehicles[J]. Advances in Mechanics,2009,39(6):658-673.

[4]黃偉,羅世彬,王振國.臨近空間高超聲速飛行器關(guān)鍵技術(shù)及展望[J].宇航學(xué)報,2010,31(5):1259-1265.

HUANG Wei,LUO Shi-bin,WANG Zhen-guo. Key techniques and prospect of near-space hypersonic vehicle[J]. Journal of Astronautics,2010,31(5):1259-1265.

[5]王超,張旭,王玉敏,等.SiC/Ti65復(fù)合材料界面反應(yīng)與基體相變機理[J].金屬學(xué)報,2020,56(9):1275-1285.

WANG Chao,ZHANG Xu,WANG Yu-min,et al. Mechanisms of interfacial reaction and matrix phase transition in SiCr/Ti65 composites[J].Acta Metallurgica Sinica,2020 56(9):1275-1285.

[6]劉范凱.SiC/Ti2AlNb復(fù)合材料增強Ti65合金力學(xué)性能研究[D].沈陽:沈陽理工大學(xué),2023.

LIU Fan-kai. Study on mechanical properties of Ti65 alloy with SiC/Ti2AlNb composite[D]. Shenyang: Shenyang Ligong University,2023.

[7]王清江,劉建榮,楊銳.高溫鈦合金的現(xiàn)狀與前景[J].航空材料學(xué)報,2014,34(4):1-26.

WANG Qing-jiang,LIU Jian-rong,YANG Rui. High temperature titanium alloys:status and perspective[J].Journal of Aeronautical Materials,2014,34(4):1-26.

[8]王玉敏，張國興，張旭，等.連續(xù)SiC纖維增強鈦基復(fù)合材料研究進展[J].金屬學(xué)報，2016,52(10):1153-1170.

WANG Yu-min,ZHANG Guo-xing,ZHANG Xu,et al. Adcances in SiC fiber reinforced titanium matrix composites[J]. Acta Metallurgica Sinica,2016,52(10):1153-1170.

[9] Weber C H,Du Z Z,Zok F W,et al. High temperature deformation and fracture of a fiber reinforced titanium matrix composite[J].Acta Materialia,1996,44(2):683-695.

[10]羅國珍.鈦基復(fù)合材料的研究與發(fā)展[J].稀有金屬材料與工程,1997(2):1-7.

LUO Guo-zhen. Recent development of titanium metallic matrix composites[J].Rare Metal Materials and Engineering,1997(2):1-7.

[11] Jia Q Y,Wang Y M,Zhang X,et al. Failure mechanism of continuous fiber-reinforced titanium matrix composite bling under rotational loading[J]. Journal of Materials Research and Technology,2022,18:788-799.

[12]張旭.SiC/TC17復(fù)合材料界面反應(yīng)、殘余應(yīng)力及力學(xué)性能研究[D].沈陽:中國科學(xué)院金屬研究所,2012.

ZHANG Xu. Study on interface reaction,redidual stress and mechanical properties of SiC/TC17 composite[D].Shenyang:Institute of Metal Research,Chinese Academy of Sciences,2012.

[13]楊青.SiC/BT25復(fù)合材料制備工藝及其拉伸性能研究[D].沈陽:中國科學(xué)院金屬研究所,2018.

YANG Qing. Preparation process and tensile properties of SiC/BT25 composites[D]. Shenyang:Institute of Metal Research,Chinese Academy of Sciences,2018.

[14]吳汐玥,陳志勇,程超,等.熱處理對Ti65鈦合金板材的顯微組織、織構(gòu)及拉伸性能的影響[J].材料研究學(xué)報,2019,33(10):785-793.

WU Xi-yue,CHEN Zhi-yong,CHENG Chao,et al. Effects of heat treatment on microstructure,texture and tensile properties of Ti65 alloy[J].Chinese Journal of Materials Research,2019,33(10):785-793.

[15]譚海兵,臧健,梁弼寧,等.中溫?zé)崽幚韺i65合金淬火組織及室溫拉伸性能的影響[J].材料研究學(xué)報,2023,37(12):881-888.

TAN Hai-bing,ZANG Jian,LIANG Bi-ning,et al. Effect of medium heat treatment on quenched microstructure and tensile properties of Ti65 alloy[J].Chinese Journal of Materials Research,2023,37(12):881-888.

[16]Liu X Y,Li H W,Zhan M,et al. Quantitative characterization of lamellar a precipitation behavior of IMI834 Ti-alloy in isothermal and non-isothermal heat treatments[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2022,32(1):162-174.

[17]Ke Y,Liu J R,Zhang H J,et al. Precipitates and alloying elements distribution in near a titanium alloy Ti65[J]. Journal of Materials Science& Technology,2020,36:91-96.

[18] Yan Z B, Wang K, Zhou Y,et al. Crystallographic orientation dependent crack nucleation during the compression of a widmannstatten-structure a/β titanium alloy[J].Scripta Materialia,2018,156:110-114.

[19] Zhou Y, Wang K, Yan Z B,et al. Ex-situ study on mechanical properties and deformation mechanism of three typical microstructures in TA19 titanium alloy[J].Materials Characterization,2020,167:110521.

[20] Tan C S,Sun Q Y,Lin X,et al. Characterization of deformation in primary a phase and crack initiation and propagation of TC21 alloy using in-situ SEM experiments[J].Materials Science and Engineering A,2018,725:33-42.

[21] Guo Y,Britton T B,Wilkinson A J,et al. Slip band-grain boundary interactions in commercial-purity Titanium[J].Acta Materialia,2014,76:1-12.

[22]何東.雙相多晶鈦合金微觀塑性變形機理與組織演化的定量研究[D].哈爾濱:哈爾濱工業(yè)大學(xué),2012.

HE Dong. Quantitative research on micro-plastic deformation mechanism and microstructure evolution of polycrystal-dual phase titanium alloy[D].Harbin:Harbin Institute of Technology,2012.

[23]唐澤，楊合，孫志超，等.TA15鈦合金高溫變形微觀組織演變分析與數(shù)值模擬[J].中國有色金屬學(xué)報,2008(4):722-727.TANG Ze,YANG He,SUN Zhi-chao,et al. Microstructure evolution and numerical simulation of TA15 titanium alloy during hot compressive deformation[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2008(4):722-727.

[24] Jeoung H K,Semiatin S L,Lee C S. Constitutive analysis of the high-temperature deformation of Ti-6Al-4V with a transformed microstructure[J].Acta Materialia,2003 51:5613-5626.

[25]陳慧琴,林好轉(zhuǎn),郭靈,等.鈦合金熱變形機制及微觀組織演變規(guī)律的研究進展[J].材料工程,2007(1):60-64.CHEN Hui-qin,LIN Hao-zhuan,GUO Ling,et al. Progress on hot deformation mechanisms and microstructure evolution of titanium alloys[J].Journal of Materials Engineering,2007(1):60-64.

（注，原文標(biāo)題：熱等靜壓對Ti65合金包套組織性能的影響_鞠長濱）