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Ti65合金是在Ti60合金基础上研制的一种名义成分为Ti-5.9Al-4.0Sn-3.5Zr-0.3Mo-0.4Si-0.3Nb-2.0Ta-1.0W-0.05C的10组元近α型高温钛合金。经两相区热加工和两相区热处理后的双态组织包含5～25%初生α相以及在基体中弥散析出的α2相与在α/β相界析出的硅化物,该合金具有良好的强度/塑性、蠕变持久与热稳定性之间性能匹配,综合力学性能优异。作为航空发动机高温部件的备选材料,Ti65合金在600-650℃范围内的高温力学性能研究显得尤为重要。实验观察了不同热处理状态合金组织形貌,利用TEM与APT方法对固溶时效热处理后合金各相以及析出相(硅化物与α2(Ti3Al)相)的形貌与成分进行了表征。试验结果表明:热处理后样品表面观察到的微孔是由硅化物腐蚀后剥离形成的;合金中硅化物全部沿α/β相界分布,其化学计量比为(Ti,Zr)6(Si,Sn)3,α2相尺寸约为1.4 nm并且硅元素在α2相中有富集;锆元素在近α型钛合金中表现出β相稳定作用,合金元素在β相中的富集程度为Zr<Nb<Ta<Mo<W。实验研究了固溶后冷速对Ti65合金从室温至650℃拉伸行为的影响及其微观机制。试验结果表明:随着变形温度升高,水淬组织的强度与塑性比空冷组织都明显要高。650℃拉伸条件下,水淬(WQ)组织延伸率与断面收缩率比空冷组织(AC1)分别要高55%、89%;水淬组织的屈服/拉伸强度分别为613 MPa、743 MPa,比空冷组织要高8%左右。室温拉伸条件下,空冷组织塑性要高于水淬组织,在前者拉伸后组织中发现有T1类型变形孪晶产生。拉伸行为表现的差异性主要是由固溶后冷速引起合金组织的差异导致。实验研究了 Ti65合金在600-650℃、120-160 MPa条件范围内蠕变变形行为及微观变形机制。试验结果表明:初级蠕变变形机制主要是由攀移控制的位错越过αt2相的过程主导;稳态蠕变阶段蠕变机制主要是由界面处扩散控制的位错攀移的过程主导,且应力指数为5～7。初级蠕变阶段αt2相与位错的相互作用是α2相对合金高温强化的主要方式,稳态蠕变阶段沿α/β相界分布的硅化物阻碍位错运动与限制晶界滑移是硅化物对合金强化的主要方式。在630-650℃/160 MPa的蠕变条件下出现层错,层错不直接决定蠕变变形机制,但可能与位错发生相互作用。实验研究了 Ti65合金在600-650℃、250-370 MPa条件范围内蠕变断裂行为及微观变形机制。表征持久时间与稳态蠕变速率的Monkman-Grant关系参数拟合结果为α=0.936,C0=0.0939。持久断口形貌表现为塑性沿晶断裂特征,持久断口纵剖面微孔集中分布在集束/初生α相界面、相邻集束界面以及相邻初生α相界面上,孔洞分布位置与附近晶粒取向没有明显关系。持久应力条件下,位错以切过机制越过α2相,初级蠕变阶段持续时间大大缩短。蠕变断裂的孔洞形核由位错在晶界处的塞积及空位扩散控制,在整个蠕变变形过程中均有孔洞的连续形核,孔洞长大及孔洞联合过程则是由扩散与塑性变形联合作用控制。