本文研究了Zr含量对Ti-1100合金650℃拉伸变形和断裂机制的影响。通过研究发现：　　 正常Zr含量(4wt.％)的Ti-1100合金在650℃拉伸变形时：一)合金内存在晶界滑移、位错在α相中的滑移以及α/β相界面滑移。其中原始β晶粒的晶界滑移是导致合金试样表面起伏不平的主要原因；二)温度升高，位错开动所需临界分切应力减小，在相同的应力条件下可以更容易地观察到柱面滑移，基面滑移和锥面滑移这些不同类型的位错滑移；三)α/β相界面滑移发生在台阶状的{10-10}β//{1-12}β面上并且沿[0002]α//[110]β方向进行；四)α束片层滑移和晶界滑移导致晶界微孔的产生。而β转变组织中α束与晶界α之间关系的差异会产生不同的微孔扩展长大效果。　　 本文还对正常Zr含量的Ti-1100合金在600℃和650℃拉伸变形和断裂机制的差异进行了研究。结果显示，Ti-1100合金在600℃和650℃拉伸变形时，试样中都存在晶界滑移，穿越α束的位错滑移以及α/β相界面滑移。由于Ti-1100合金的等强温度在600～650℃之间，合金在600℃拉伸断裂时，断口形貌呈现穿晶断裂模式，而在650℃拉伸断裂时，断口形貌呈现沿晶断裂模式。　　 随合金Zr含量的增加，合金中S2型硅化物的溶解温度升高。当在1050℃进行热加工时，合金处于β+S2两相区，此时合金由β相和S2型硅化物组成。由于S2型硅化物的存在，使β晶界的迁移受阻碍，降低了合金的β晶粒尺寸。当合金进行冷却时，β相中析出晶界α相和α束，与此同时S2型硅化物能够为α相提供非均匀形核的基础，使α相在β晶粒内部能非均匀形核，形成独立α片，这些独立α片之间以及独立α片与α束之间相互交叉，最终形成α束加交叉α片的混合形貌。　　 合金的显微组织形貌和硅化物的析出规律发生改变，使合金的高温变形和断裂机制也发生相应变化：　　 首先，α相中硅化物的存在阻碍了位错的长距离滑移，使位错线绕过硅化物前进所需的临界分切应力增加，为了保证合金的进一步变形，位错只能通过交滑移的方式绕过硅化物继续前进；其次，由于原始β晶粒尺寸和α束尺寸的显著下降使得α/β相界面滑移距离也明显下降，同时相互交叉的α片层也会限制α/β相界面的滑移；第三，随合金Zr含量的增加，合金的等强温度升高并超过650℃。当合金在650℃进行拉伸变形时，由于晶界具有较高的强度，晶界滑移造成变形的比例减小，合金的塑性变形主要通过晶内变形来实现，合金的断裂方式由沿晶断裂转变为穿晶断裂。　　 进一步分析发现，晶界强度是影响合金强度的重要因素。通过增加合金的Zr含量，能强化合金的晶粒和晶界，使合金的等强温度获得提高，导致合金的变形和断裂方式改变，使合金650℃拉伸强度获得显著提高。说明通过提高Zr元素含量的方法，是提高合金的使用温度的一种有效途径。