應變速率對TC17 和TC4 鈦合金鍛件力學性能的影響

陳鈺浩, 閔小華*, 張海洋, 戴進財, 周軼群

（1.大連理工大學 材料科學與工程學院，遼寧 大連 116024；2.中國航發沈陽發動機研究所 遼寧省航空發動機沖擊動力學重點實驗室，沈陽 110042；3.西北工業大學 民航學院，西安 710072）

航空制造產業是高度綜合的戰略性高新技術產業，是國家工業實力的重要體現之一。為了滿足航空發動機設計和制造過程中高可靠性和大推重比的要求，航空發動機的結構設計已經向整體化方向發展，尤其是整體葉盤、葉環等已形成發展趨勢。整體葉盤是將發動機轉子的葉片和葉盤設計成一體，放棄使用傳統的榫頭和榫槽裝置進行連接，從而減少零件數量和減輕發動機質量，顯著提高發動機工作效率、工作壽命以及安全可靠性[1-2]。整體葉盤需要在高溫、高壓、高負荷的復雜環境中服役[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、抗氧化和阻燃等優良性能的材料。鈦合金具有密度低、比強度高、耐腐蝕性能好等優點，可在室溫和中高溫環境中服役，目前被廣泛地應用于航空發動機整體葉盤的研發和制造領域[4-6]。

航空發動機工作時，整體葉盤各部位所承受的溫度和應力區別較大。為了實現整體葉盤不同部位力學性能的最優配置，鈦合金整體葉盤的“雙性能”設計思路被提出，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力，且有受到外物損傷的可能性，因此要求葉片具有高強度和塑性、高周疲勞性能以及抗外物沖擊能力，一般采用強度高和塑性好的雙態組織材料[10-12]；而葉盤處工作溫度較低，需要承受多軸低頻循環應力作用，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，一般采用強度高和斷裂韌性好的網籃組織材料[13-14]。

雙性能整體葉盤常見的設計思路是使用兩種合金，通過線性摩擦焊技術[15-16]將葉片焊接到盤體上來獲得不同的組織，從而實現雙性能的需求。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。單種合金所產生的雙性能往往會受到合金本身性能的限制，無法充分發揮雙性能整體葉盤的結構優勢[17]，因此“雙合金-雙組織”型整體葉盤具有很好的發展和應用前景。目前，國內外的相關研究常采用具有雙態組織的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，具有強度高、斷裂韌性好和鍛造溫度范圍寬等優點。TC17 鈦合金中的Mo 和Cr 元素為β 相穩定元素[18]，使合金既可以在β 相區變形，也可以在α+β 兩相區變形，從而通過不同的熱處理制度和鍛造工藝來調控合金的力學性能。經過β 鍛造后的TC17 鈦合金獲得細長板條狀α 相交錯排列的網籃組織，具有高強度、高斷裂韌性以及良好的疲勞性能和蠕變性能，被廣泛用于航空發動機高性能整體葉盤、鼓筒等大型關鍵零部件的制造[19-20]。TC4 鈦合金是一種α+β 型鈦合金，具有高比強度、耐腐蝕性能以及優良的高溫力學性能[21]。TC4 鈦合金在α+β 區鍛造后經熱處理可以獲得雙態組織，具有高的強度和塑性，常常被用于航空發動機葉片等關鍵零部件的制造。

國內外對于網籃組織TC17 和雙態組織TC4鈦合金的力學性能進行了大量的研究，諸如強塑性、高/低周疲勞性能以及斷裂韌性等。尤其是在準靜態條件下的拉伸性能，是鈦合金實際應用的重要數據支撐。王丹等[22]研究了兩相區變形量對TC17 鈦合金的顯微組織和拉伸性能的影響，發現兩相區變形加速了網籃組織中板條狀α 相的球化過程，且拉伸強度和塑性與變形程度呈線性關系，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熱處理作用下，對TC4 鈦合金分別進行α+β 鍛造、近β 鍛造和β 鍛造，得到了三種不同顯微組織。其中等軸組織的強度低但塑性好，片層組織的強度最高但塑性較差，而雙態組織有較高的強度和塑性，綜合力學性能最好。

整體葉盤在服役過程中往往需要承受復雜的準靜態載荷的作用，而目前有關應變速率對整體葉盤用鈦合金鍛件拉伸性能影響的研究，尤其是不同應變速率條件下大尺寸實驗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變速率下的拉伸性能以及流變應力的應變速率敏感性，分析兩種合金在不同應變速率下的變形組織和斷口形貌，并進一步探討微觀組織形貌與合金強度和塑性的關系。

1 實驗材料及方法

1.1 實驗材料

實驗材料為TC17 和TC4 鈦合金，化學成分如表1 所示。通過β 鍛造和鍛后熱處理的方法制備具有網籃組織的TC17 合金盤狀鍛件，使合金原始坯料加熱到β 相區后進行鍛造，并在α+β 相區完成終鍛，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熱處理的方法制備具有雙態組織的TC4 合金塊狀鍛件，使合金原始坯料加熱到α+β 相區進行鍛造，鍛造后在一定溫度下保溫并空冷處理。

表1 TC17 和TC4 合金的化學成分（質量分數/%）Table 1 Chemical compositions of TC17 and TC4 alloys（mass fraction/%）

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10 mm×10 mm×8 mm 的塊狀試樣并進行熱鑲嵌。利用240 號和320 號砂紙打磨掉試樣的氧化皮后，依次用9 μm 和3 μm 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）混合液中進行腐蝕。TC17 和TC4 合金樣品的腐蝕時間分別為13 s 和20 s。采用LEICA DMI8 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行30 min 的機械化學拋光來去除試樣表面的殘余應力，隨后在去離子水下拋光10 min。利用IT800-SHL 型高分辨場發射掃描電鏡（SEM）配備的電子背散射衍射（EBSD）技術對拋光后試樣的微觀組織進行表征，加速電壓為20 kV。

1.3 力學性能測試

采用HVD-5IS 型維氏硬度計測定兩種合金的維氏硬度，測試位置各10 個，所用的載荷為49 N，加載時間為15 s。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198.4 mm，平行段長度為98.4 mm，標距長度為75 mm，平行段寬度為12.5 mm，厚度為1 mm，具體尺寸如圖1 所示。拉伸實驗在UTM4204X 型萬能實驗機上進行，采用的應變速率為1×10?5、1×10?4、1×10?3s?1和1×10?2s?1，每種應變速率下進行3 次實驗，采用標距為25 mm 的引伸計，拉伸方向垂直于合金鍛造方向。

圖1 拉伸試樣示意圖Fig. 1 Schematic diagram of tensile specimen

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5 mm 的試樣，對樣品進行磨拋和腐蝕，采用OM 觀察斷口附近變形組織，并結合EBSD 技術對其進行研究和分析。另外從拉伸試樣另一側斷口附近切下長度為5 mm 的試樣，采用SEM 對試樣進行斷口形貌觀察。

2 結果與討論

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 合金經過β 鍛造和熱處理后得到網籃組織，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行EBSD 觀察（掃描步長為0.1 μm），結果如圖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籃結構。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，藍色代表低KAM值。從圖2（e）中可以看出，合金的原始組織經過β 鍛造和熱處理后還殘留了一定程度的應變，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變。

圖2 TC17 合金原始組織 （a）、（b）OM 圖；（c）反極圖；（d）相圖；（e）Kernal 平均取向差圖Fig. 2 Original microstructures in TC17 alloy （a），（b）optical micrographs；（c）inverse pole figure（IPF）map；（d）phase map；（e）Kernal average misorientation（KAM）map

圖3（a）、（b）為TC4 合金原始組織的OM圖。TC4 合金經過鍛造以及后續熱處理獲得雙態組織，低倍下由等軸狀的初生α 相和β 轉變組織（圖3（a）箭頭所示）組成，高倍下在β 轉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0.1 μm）。初生α 相和次生α 相均較為清晰（圖3（c）），而β 轉變組織中的殘余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定。如圖3（e）所示，初生α 相與β 轉變組織的界面處呈現出較高的KAM 值，而β 轉變組織中KAM 值較高處主要分布在次生α 相的片層之間。為了對β 轉變組織中的次生α 相和殘余β 相做進一步的分析，對圖3（c）中方框區域進行掃描步長為0.01 μm 的EBSD觀察，如圖3（f）～（h）所示。與網籃組織中板條狀α 相的縱橫交錯排列不同，β 轉變組織中次生α 相的排列較為規則，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，存在較大的殘留應變。

圖3 TC4 合金原始組織 （a）、（b）OM 圖；（c）、（f）反極圖；（d）、（g）相圖；（e）、（h）Kernal 平均取向差圖Fig. 3 Original microstructures in TC4 alloy （a），（b）optical micrographs；（c），（f）IPF map；（d），（g）phase map；（e），（h）KAM map

2.2 合金的力學性能

從原始組織的硬度測量結果得知，TC17 和TC4 合金的維氏硬度分別為380HV 和320HV，網籃組織的TC17 合金比雙態組織的TC4 合金具有更高的維氏硬度。圖4 為兩種合金在不同應變速率拉伸實驗下所得到的工程應力-應變曲線、真應力-應變及加工硬化率曲線。如圖4（a-1）、（b-1）所示，合金的屈服強度和抗拉強度均隨應變速率增加呈現上升趨勢，伸長率則隨應變速率增加而下降，表現出應變速率強化效應。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，且隨著應變速率的增加，其下降速度逐漸加快，加工硬化效應變差。在相同應變速率下，TC17 相較于TC4 合金在屈服之后的加工硬化率下降較慢，表現出更好的加工硬化效應。表2 列出了兩種合金的屈服強度、抗拉強度和總伸長率，并對其進行了對比分析，如圖5（a）、（b）所示。隨著應變速率的增加，TC17 合金的屈服強度從1036 MPa 增加到1128 MPa，抗拉強度從1123 MPa 增加到1162 MPa，上升幅度對比屈服強度略有降低。TC4 合金的屈服強度從818 MPa 增加到910 MPa，抗拉強度則從892 MPa 增加到949 MPa。在相同的應變速率下，TC17 合金的屈服強度和抗拉強度均比TC4 合金高約200 MPa。隨著應變速率的增加，兩種合金的總伸長率均呈現下降趨勢，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%，綜合比較發現TC4 合金的總伸長率略高于TC17 合金，即其塑性較好。

圖4 兩種合金在不同應變速率下的拉伸曲線 （a）TC17；（b）TC4；（1）工程應力-應變曲線；（2）真應力-應變及加工硬化率曲線Fig. 4 Tensile curves of two kinds of alloy with different strain rates （a）TC17；（b）TC4；（1）nominal stress-strain curves；（2）true stress-strain and strain hardening rate curves

圖5 TC17 和TC4 合金 （a）不同應變速率下的強度；（b）不同應變速率下的總延伸率；（c）不同真應變下的流變應力變化值；（d）不同真應變下的應變速率敏感性系數Fig. 5 TC17 and TC4 alloys （a）strengths at different strain rates；（b）total elongations at different strain rates；（c）changes of flow stress at different true strains；（d）strain rate sensitivity coefficients at different true strains

表2 TC17 和TC4 合金在不同應變速率下的屈服強度（YS）、抗拉強度（TS）和總伸長率（tEL）Table 2 Tensile yield strength（YS）, tensile strength（TS）and total elongation（tEL）of TC17 and TC4 alloys at different strain rates

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

圖5 為兩種合金在不同應變速率下的強度、總伸長率和在不同真應變下的流變應力變化值（Δσ）、應變速率敏感性系數（m）。兩種合金的Δσ均為正值，且隨著真應變的增加而逐漸減小。在相同的應變速率變化條件下，TC4 合金的Δσ均高于TC17 合金。基于不同應變速率下的屈服強度，計算得到TC17 和TC4 合金的應變速率敏感性系數（m）分別為15.6 MPa 和8.9 MPa。此時m代表應變速率本身導致的流變應力增加，不需要考慮變形組織對流變應力的影響。隨著應變的增加，流變應力的變化受到應變速率和變形組織的共同影響[25]，高應變速率下迅速增殖的位錯在相界面處塞積而阻礙位錯運動，造成應力集中，表現出正的應變速率敏感性。在真應變增加到0.04 時，兩種合金的m分別減小到8.02 MPa 和5.06 MPa。在相同真應變下，TC17 合金的m值更大，表現出更高的應變速率敏感性。依據位錯熱激活理論，應變速率對屈服強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：

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

在屈服點處，TC17 和TC4 合金的?V分別為49b3和86b3，這與合金中固溶原子的強化作用和晶格阻力等因素對位錯熱激活行為的影響有關。隨著應變的增加，位錯熱激活行為還與相界面處的幾何必須位錯密度有關[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 合金的斷口裂紋擴展路徑不規則，裂紋起伏程度較大，不同應變速率下的試樣斷口處均觀察到銳利峰（圖6（a-1）、（a-2））。TC4 合金在不同應變速率下的試樣斷口較為平整，斷口處未出現銳利峰，裂紋起伏程度小（圖6（b-1）、（b-2））。進一步使用Image J 軟件對斷口裂紋擴展距離進行定量測量，結果如圖7 所示。同一種合金在不同應變速率下斷口裂紋擴展距離差距較小，TC17 和TC4 合金分別為18 mm 和15 mm，這說明應變速率對合金的斷口裂紋擴展距離影響不大。在相同應變速率條件下，TC17 合金的斷口裂紋擴展距離大于TC4 合金，這與斷口處裂紋起伏程度有關。如圖6（a-1）、（a-2）的局部放大圖所示，在TC17 合金的網籃組織中，交錯排列的板條狀α 相容易使斷口裂紋在擴展過程中發生偏轉，從而導致斷口形狀不規則。裂紋在尖端應力集中的作用下擴展并穿過β 晶粒，當裂紋遇到不同位向β 晶粒時，裂紋擴展方向將發生偏離并沿晶界處連續分布的α 相擴展。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展，導致主裂紋分叉，進一步增加了裂紋的擴展距離[26]。裂紋擴展距離長，擴展過程中需要消耗更多的能量，提高了合金抵抗裂紋失穩擴展的能力。從圖6（b-1）、（b-2）的局部放大圖中可以看出，雙態組織中的初生α 相呈等軸狀，具有較好的協調變形能力，當初生α 相分布在β 轉變組織的晶界處時，會對微裂紋萌生過程產生抑制作用[12]，因此在TC4 合金的斷口裂紋附近未觀察到微裂紋。另外，β 轉變組織中次生α 相排列較為規則，裂紋穿過β 轉變組織時難以隨意偏轉，從而使斷口形狀較為平整。裂紋在擴展過程中未出現較大的起伏，消耗的能量較少，阻礙后續裂紋失穩擴展的能力較弱。

圖6 兩種合金在不同應變速率下斷口附近變形組織OM 圖 （a）TC17；（b）TC4；（1）1×10?5 s?1；（2）1×10?3 s?1Fig. 6 Optical micrographs of deformation microstructures near fractures of two kinds of alloy with different strain rates（a）TC17；（b）TC4；（1）1×10?5 s?1；（2）1×10?3 s?1

圖7 斷口裂紋擴展距離隨應變速率的變化Fig. 7 Variations of fracture crack propagation distance with strain rates

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應變速率下的變形組織EBSD 圖（掃描步長為0.6 μm）。斷口處主裂紋在擴展過程中分叉形成微裂紋，微裂紋發生穿晶斷裂，穿過大量的板條狀α 相繼續擴展。為了分析微裂紋的擴展情況，對微裂紋尖端區域做了進一步的EBSD 分析（掃描步長為0.1 μm），如圖8（a2-1）～（a2-3）所示。微裂紋尖端區域有沿著α/β 相界面繼續擴展的趨勢，且在β 晶粒的晶界處再次分叉，形成更為細小的微裂紋（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 相發生了較大程度的變形，難以被很好地解析標定。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。由于網籃組織中大量的板條狀α 相交錯排列，導致α/β 相界面較多，相界面容易對位錯滑移產生阻礙作用，導致位錯運動的平均自由行程短。同時，位錯容易在α/β 相界面處發生塞積，形成應力集中，也促進了相界面處的微裂紋萌生。

圖8 兩種合金在1×10?3 s?1 下斷口附近變形組織的EBSD 圖 （a1）TC17 低倍；（a2）TC17 高倍；（b）TC4；（1）反極圖；（2）相圖；（3）Kernal 平均取向差圖Fig. 8 EBSD maps of deformation microstructures near fractures of two kinds of alloy with strain rate of 1×10?3 s?1 （a1）TC17 low magnification； （a2）TC17 high magnification；（b）TC4；（1）IPF map；（2）phase map；（3）KAM map

圖8（b-1）～（b-3）為TC4 合金在1×10?3s?1應變速率下的變形組織EBSD 圖（掃描步長為0.1 μm）。斷口裂紋在擴展過程中發生了穿晶斷裂，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。對于雙態組織，初生α 相呈等軸狀，具有較好的協調變形能力，位錯運動至初生α 相時所受的阻礙作用較小，且位錯運動的平均自由行程長。另外，β 轉變組織中的次生α 相排列方式導致α/β 相界面減少，對位錯運動的阻礙作用減弱。因此與網籃組織相比，雙態組織的強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 統計了兩種合金在不同應變速率拉伸后斷口處單位面積（100 μm2）的韌窩數目。單位面積內的韌窩數目越多，表明單個韌窩的尺寸越小。從圖10 可以看出，隨著應變速率的增加，兩種合金單位面積內的韌窩數目均呈現出增多的趨勢。在相同應變速率下，TC17 合金單位面積內的韌窩數目多于TC4 合金。位錯在運動過程中容易在相界面處發生塞積而形成應力集中，促進微孔形核，微孔形核后長大并聚集形成韌窩[27]。相比于網籃組織，雙態組織中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目較少，單個韌窩尺寸更大，相對應的合金塑性較好。

圖9 兩種合金在不同應變速率下斷口形貌SEM 圖 （a）TC17；（b）TC4 ；（1）1×10?5 s?1；（2）1×10?3 s?1Fig. 9 SEM images of fracture morphologies of two kinds of alloy with different strain rates （a）TC17；（b）TC4；（1）1×10?5 s?1；（2）1×10?3 s?1

圖10 斷口韌窩數目隨應變速率的變化Fig. 10 Variations of fracture dimple number with strain rates

3 結論

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

（2）TC17 和TC4 合金的原始組織分別為網籃組織和雙態組織，除合金元素的固溶強化外，網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，容易產生位錯塞積，強度相對較高；而雙態組織中初生α 相具有較好的協調變形能力，且β 轉變組織中片層次生α 相排列較為規則，對位錯的阻礙作用較小，強度相對較低。

（3）TC17 合金網籃組織中相界面較多，位錯易在相界面處塞積，產生應力集中，促進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 合金雙態組織中相界面較少，微孔形核減少，導致斷口處韌窩數目少且韌窩尺寸大，合金的塑性較好。