典型钛及钛合金的组织与性能综述

1、典型钛合金的组织与性能文献查阅总结1. a型钛合金a型钛合金中又分为全 a型钛合金和近a型钛合金，工业纯钛属于 a型 钛合金，此外一般a合金含有6%左右的Al和少量中性元素，退火后几乎全 部是a相，典型合金包括 TA1TA7合金等；近a型钛合金中除了含有 Al 和少量中性元素外，还有少量(不超过 4%)的稳定元素，如 TA15、TA16、 TA17 等。1.1 工业纯钛工业纯钛按杂质元素含量分为 TA1、TA1ELI 、TA1-1、TA2、TA2ELI、TA3、TA3ELI、TA4、TA4ELI9个牌号，相变点大约为 900C。工业纯钛具 有高塑性、适当的强度、良好地耐蚀性以及优良的焊接性能等

2、特点，广泛应 用于化工设备、滨海发电装置、海水淡化装置、舰船零部件等，其冷热加工 性能好，可生产各种规格的板材、棒材、型材、带材、管材和丝材，一般在 退火状态下交货使用。典型的工业纯钛显微组织如图 1-3 所示：图1 TA1板材650C/1h退火态组织：等轴 a+少量晶间3图2 TA2大规格棒材600 C /1h退火态组织：等轴 a图3 TA3板材800 C /1h退火态组织：等轴 a+有针状a转变的31.1.1 TA1 钛管的组织与性能 庞继明，李明利，李明强等 . 退火温度对 TA1 钛管材组织和性能的影响 J. 钛工业进展 . 2011, 28(2): 26-28研究方法：TA1铸锭经过

3、2500t水压机开坯锻造和1600t卧式挤压机热 挤压，最终获得© 45x 7mm的管坯。管坯经两辊和三辊管材冷轧机轧制成© 12X 1.25mm的管材。将管材置于真空热处理炉中，分别加热至450, 475,490, 500, 550, 600, 650, 700C，保温 90min,随炉冷却。a) TA1 钛管的显微组织图 1 为冷加工态及不同的温度热处理后的 TA1 管材横向显微组织。可 以看出，冷加工态的TA1管材组织混乱且有部分晶粒破碎不完全；700C下 的组织已完全再结晶、等轴化，与650C的相比晶粒已明显长大。在相同的 保温时间里,随着退火温度的提升,再结晶晶粒

4、逐渐粗化。图 1 TA1 钛管经不同温度退火处理后的横向显微组织b) TA1 钛管的力学性能加工态 TA1 管材的抗拉强度为 570MPa, 屈服强度为 520MPa, 延伸率 为 17%。图 2 为经不同温度处理后的 TA1 管材的力学性能。由图 2 可以看 出,随着热处理温度的升高 , 材料的抗拉强度和屈服强度逐渐下降并趋于稳 定 , 延伸率逐渐增大。图 2 热处理温度对 TA1 管材力学性能的影响1.1.2 TA2 薄板的组织与力学性能 蒋建华,丁毅,单爱党 . 冷轧工业纯钛的微观组织和力学性能 J. 中国有色 金属学报 . 2010, 20(1):58-61研究方法：将初始厚度为 9m

5、m 的二级工业纯钛 TA2 板异步轧制至1.5mm,其中部分样品同步轧制至0.3mm,实验中异步轧制采用同径异步轧 制方法，上下辊径均为130mm,上辊速度固定为33r/min，下辊速度在033 r/min可调，实验中采用22 r/min，异速比为1.5。当下辊速度也为33 r/min , 即为同步轧制。a）TA2 薄板不同轧制工艺的力学性能原始热轧态材料的强度为450MPa,伸长率大于25%。经过83%的异步 轧制后强度达到800MPa,而伸长率则下降到9%，再经过进一步同步轧制后 （轧下量80%）,强度提高到960MPa,伸长率进一步下降至7%,如图1所 示。通常情况，对称轧制能够使材料产

6、生加工硬化，而晶粒细化效果不大； 而不对称轧制由于附加有剪切应力,会使材料中晶粒产生细化效果。图 1 不同轧制工艺 TA2 板的拉伸曲线b）TA2 薄板不同轧制工艺的微观组织从图2可以看出，轧制前TA2薄板的微观组织，晶粒大小在 50卩m左 右,晶粒形貌没有明显拉长,在晶粒内部有条状结构,可能为变形孪晶。经 过异步轧制和同步轧制后的显微组织不能看到明显的晶粒形貌, 但是可以看 到材料变形后的流变情况,类似于剪切带。通过 TEM 对轧制后的组织进行精细结构观察可以看到（图 3）,经过 83%异步轧制的组织包含了拉长的晶粒和等轴晶粒，平均晶粒尺寸小于1卩m,晶粒内部有大量位错。经过 83%异步轧制

7、 +80%同步轧制的晶粒基本为等轴 晶粒，尺寸在0.5卩m左右。图2 TA2薄板的金相组织：（a）热轧态；（b） 83%异步轧制；（c） 83%异步轧制+80%同步轧制图 3 TA2 薄板的 TEM 形貌： （a） 83%异步轧制； （b） 83% 异步轧制 +80%同步轧制1.1.3 TA1高温动态拉伸力学行为1Huang W, ZanX, Nie X, et al. Experimental study on the dynamic tensile behavior of a poly-crystal pure titanium at elevated temperatures J. Ma

8、ter Sci Eng, 2007, A443: 33-41陈翔, 龚明, 夏源明. 工业纯钛高温动态拉伸力学行为的微观机制 J. 中国 科学技术大学学报， 2009 39(6):619-626a) TA1 不同温度和应变速率下的拉伸曲线 由准静态下不同温度的加载试验发现， 工业纯钛的力学行为除表现 出热激活控制的位错滑移机制主导的温度相关性外 , 在 500900K 之间 内还明显受杂质含量的影响 , 出现屈服应力、流动应力、应变硬化率和 断裂应变等随温度的反常变化现象。 目前人们对上述现象的微观解释是 工业纯钛在相应的变形工况下发生了溶质原子与位错相互作用的动态 应变时效过程。图 1 准静

9、态和动态下不同温度的拉伸应力应变曲线b) 力学性能的温度相关性和应变速率相关性规律在10-3s-1应变速率下， 变形温度为623Kv Ts< 773K时，如图2( a)所 示，流动应力温度曲线下降趋于平缓，显示流动应力的温度相关性明显降 低。应变硬化率在准静态条件约 423623K间和动态条件约523 773K下受 温度影响较小 , 其他条件下与温度呈明显的负相关性。应变速率相关性：如图 2( b) 所示, 同一应变速率下的伸长率温度曲线在 动态条件下呈“ U”形趋势，而在准静态条件下呈“ W”形的趋势；其中在 温度为 773K 时，试样的断裂应变出现极小值点 (俗称“蓝脆”点 )。在不

10、同 温度下准静态的应力应变曲线均看不到明显的屈服点 ( 见图 1( a) , ( b) )；而 在动态加载下，当Ts > 693K时出现了明显的屈服点；在1400S-1应变率下，流 动应力在屈服点后还发生了振荡 (见图 1(d)。图2温度和应变速率对TA1流动应力(a)和伸长率(b)的影响c) 不同温度和应变速率下的显微组织金相观察结果如图 3 所示，所观察的试件中晶粒均在拉伸方向伸长。 孪晶的出现能使晶粒细化，因此动态试件中的平均晶粒尺寸明显小于相应 温度下的准静态试件。 另外，变形温度在 773K 以上的各试件中， 晶粒整体 形貌与未变形时相比变化很小， 在 TEM 下也发现其位错密

11、度等变形特征大 大减少。由于 773K 已达到纯钛的再结晶温度 (纯钛熔点为 1941K) ，因此 结合以上观察结果可以断定高温加载条件下的断裂应变增加、应变硬化率 降低等现象均是由于试验中试件发生动态再结晶，使内部缺陷在变形的同 时得到修复的缘故。图 3 几种典型加载工况下变形后试样的金相组织，箭头为拉伸方向1.1.4 TA2&材90°CAf变形工艺的组织与性能 刘晓燕，赵西成，杨西荣等 . 退火温度对 90°ECAP 变形工业纯钛组织和性 能的影响J.金属热处理，2013, 38(1): 92-96研究方法：将TA2板材加工成18mM 18mM 70mm的ECA

12、P试样，放 入两通道夹角 90°，外圆角 20°的等径弯曲通道变形模具中在室温下进行 1 道次ECAP变形，挤压速度为3.5mm/s。本试验单道次等效应变为1.05。 a)等径弯曲通道变形后的显微组织室温 90°模具 ECAP 变形工业纯钛 1 道次后的显微组织如图 1 所示。图1(a )中可以看出变形后，横断面晶粒基本保持等轴状，且晶粒内部发生了剧 烈塑性变形。图1( b)显示，ECAP变形后，纵断面的晶粒被明显拉长，具有 明显的方向性，其与 X 轴( 挤出方向 ) 的夹角约为 27°，这与 ECAP 变形 1 道次的剪切特征吻合。图1 ECAP变形后

13、工业纯钛的显微组织(a)横截面;(b)纵截面b) 退火温度对显微组织的影响从图2 (a) (b)可以看出，工业纯钛在 400C经过1h退火后，退火后 组织与工业纯钛 1 道次 ECAP 冷变形后组织类似，仍然保持明显的方向性， 但是晶界较清晰，说明经过400C退火1h后，变形组织已经发生回复，应力 释放。在500C退火1h时(见图2(c), (d)，发生大范围内的再结晶，而且再 结晶核心逐渐长大横断面基本看不到原始晶界， 但是纵断面仍然可以观察到 宏观拉长的变形组织，即500C退火1h未改变原始变形组织的方向性，没有 完全再结晶。在600C退火1h (见图(e),)，变形组织已经完全再结晶并晶

14、 粒长大，得到平均晶粒尺寸约为12卩m的等轴状的再结晶组织。通过上述观 察分析，工业纯钛在高于 400C退火时，由于开始发生再结晶现象，随温度 升高，晶粒逐渐开始长大，强度硬度开始降低，热稳定性能变差图2工业纯钛ECAP变形试样不同温度退火1h横(a, c, e)、纵(b, d, f)截 面的光学显微组织(a, b)400C； (c, d) 500C； (e, f)600Cc) 退火温度对力学性能的影响工业纯钛室温 1 道次 ECAP 变形试样在不同温度退火 1h 的抗拉强度、 伸长率和显微硬度随退火温度变化如图 3 所示。随着退火温度升高,抗拉强 度和显微硬度逐渐降低，伸长率逐渐提高。当退火

15、温度为400C时，抗拉强度和显微硬度下降缓慢，当退火温度高于400C时，抗拉强度和显微硬度迅速下降,伸长率显着提高, 这也与图 2 中不同温度退火后的显微组织相对应, 即室温工业纯钛1道次ECAP变形试样在400C、500C和600C退火1h后 分别发生回复、变形试样大范围内再结晶和完全再结晶并且晶粒长大。在600C退火1h后硬度为1204MPa,低于初始热轧态工业纯钛硬度(1380MPa), 这是因为初始组织中有大量孪晶的存在。图 3 退火温度对 ECAP 试样抗拉强度显微硬度和伸长率的影响d) 不同退火温度后拉伸断口形貌工业纯钛所有的中心拉伸断口区域存在大量的等轴韧窝， 表现出典型的 韧性

16、断裂特征。韧窝随退火温度的降低而变得细小均匀，在韧窝的底部存在 一些小孔洞，这是断裂的起始位置。 这些空洞可能是杂质所产生的。 由 ECAP 变形 1 道次 Y 面的显微组织 (图 1(b) )可知，晶粒被拉长，且与挤出方向呈 27°。尽管 1 道次变形后，晶粒沿长度方向不能细化到一个较小的水平，但 是平均宽度较小，这使 ECAP 变形试样断口的韧窝尺寸也较细小。与 ECAP 变形试样的拉伸断口比较，如图4,可知经过400C、500C和600C退火后， 拉伸断口的韧窝内部较粗糙较深，而且断面起伏较大，这说明在空洞连接过 程中消耗了相当大的变形能量,材料的韧性较好。图4工业纯钛ECAP

17、(a)变形试样及(b) 400C ,(c) 500 C ,(d) 600 C 退火试样在室温下的断口 SEM 形貌1.2 TA5 钛合金TA5-A板材的组织与性能1 廖强, 谢文龙, 曲恒磊, 等. 热轧温度对 TA5-A 钛合金板材组织及拉伸性 能的影响J.材料热处理技术.2012, 41(16): 50-52研究方法：TA5-A钛合金(相变点约为990-1000C )锻态板坯，厚度为 160-180mm,经一火次轧制，轧制总变形率约为60%, 火共轧制8个道次， 各轧制道次压下率分别为： 5-7%、11-12%、11-12%、13-15%、14-15%、11-13%、 11-13%、4-7

18、% 。a) 锻态板坯的显微组织等轴a晶粒，晶粒较粗大，尺寸分布不均匀，约为20-150am,见图1所示。图 1 TA5-A 钛合金锻态板坯的横纵向微观组织的金相照片b) 900C热轧后的组织与性能板材横向晶粒尺寸较细小，尺寸范围为3-40 am,见图2(a);板材纵向组 织为纤维状晶粒，组织出现明显的择优取向，见图 2(b)。图2 900C热轧后的TA5-A钛合金板材的横纵向微观组织的金相照片c) 930C和950 C热轧后的组织与性能板材横向晶粒尺寸范围都为10-40 am,见图3(a)、(c);板材纵向组织都 为纤维状晶粒，组织出现明显的择优取向，见图 3(b) 、 (d)。图3 930C

19、和950E热轧后的TA5-A钛合金板材的横纵向微观组织的金相照片d) 970C热轧后的组织与性能板材横向晶粒较粗大，尺寸范围都为50-150 am,见图4(a);板材纵向组 织为近纤维状晶粒，组织出现择优取向不明显，见图4(b)。图4 970C热轧后的TA5-A钛合金板材的横纵向微观组织的金相照片e) 不同温度热轧后TA5-A钛合金板材的力学性能随热轧温度的升高，合金强度逐步降低，塑性增加。当热轧温度为900C 时，TA5-A板材的强度达到相对最大，Rm约770MPa, Rpg约670MPa,断 后伸长率（A%）相对最小，约13%。当热轧温度为930C和950C时，TA5-A 板材的抗拉强度和

20、塑性达到良好匹配，见图 5。图5不同温度热轧后TA5-A板材的力学性能1.3 TA7钛合金TA7合金的名义成分为 Ti-5AI-2.5Sn，相变点10401090C, TA7ELI相变点1010C。在退火状态下具有中等强度、良好的断裂韧性和足够的塑 性，焊接性能良好。长期工作温度可达500C，短期工作温度可达 800C。该合金在成形时变形抗力大，在a相区成形时塑性差，不能用于冷成型，不 能通过热处理提高强度，通常在退火状态交货使用。低间隙元素含量的TA7ELI合金，在超低温（-253C）条件下仍然具有良好的韧性和综合性能， 是优良的超低温用钛合金。表 1是TA7的室温力学性能，图1-图3是TA

21、7 常见的微观组织。孙红兰，姚泽坤等.TA7钛合金不同墩粗条件下的缺陷形成的研究J.热加 工工艺，2011, 3:81-83表1 TA7合金室温力学性能状态Rm/M PaRp0.2/MPaA/%Z/%800C/1h, AC82575515.037.5图1 TA7合金两相区加工后的退火组织，白色拉长的组织为初生a相图2 TA7合金a相区加工后的退火组织，白色a相具有弯曲变形的特征图3 TA7合金B相区（1170C/ 30min空冷）固溶处理，晶间 全片层B转变组织TA7钛合金棒材的工艺与性能姚泽坤，孙红兰等 . 工艺参数组合对 TA7 钛合金拉伸性能的影响 J. 重型 机械， 2012，3:74

22、-77研究方法：在6300KN四柱液压机上对© 20mm的TA7棒材进行近等温 锻造，由金相法测得的该材料相变点为1035C。在9801040C、0.0010.05$1和30%50%范围内，为获得较优匹配的 拉伸性能，通过拟水平正交试验和方差分析的方法得到的工艺参数组合为： 坯料加热温度1040C，应变速率0.05 &1,变形量50%。其正交实验方法和 结果如表 2 和表 3。表 2 拟水平正交表表 3 正交试验结果1.4 TA11 钛合金 赵永庆，朱康英，李佐臣等 . TA11 合金的热稳定性能 J. 稀有金属材料 与工程 ,1997,26(3):35-39 党淼, 齐广霞

23、, 史丽坤 . TA11 钛合金高温变形微观组织演变分析 J. 材料 热处理技术 ,2010,39(4):44-46Ti811合金是美国20世纪50年代研制的一种近a钛合金，中国牌号为 TA11，可在450C条件下长期使用，其名义成分为Ti8AI1Mo1V，相变点1040C。该合金不仅在高温下具有良好的热稳定性，高的蠕变性能和优良 的阻尼性能，而且有较高的高温抗拉强度，因此该合金通长用作于航空发动 机压气机叶片材料。该合金有较高的a稳定元素A l ,而B稳定元素M o、V的含量较少，由于保持了 a型合金的特点，所以有良好的高温蠕变性能和焊接性，又具有某些a+型合金的特性。TA11合金的力学性能

24、如表1,常见的微观组织如图1-图6:表1 TA11合金力学性能试验温度Rm/M PaRp0.2/MPaA/%Z/%板材室温89582510棒材室温10208961319棒材540 C6555031430图1 TA11合金经1010C /1h油淬+590C/ 20min空冷处理，双态组织 图2 TA11合金经1100 C /1h空冷处理，针状完全B转变组织图3 TA11合金棒1010 C /1h空冷+580 C / 8h空冷处理：等轴+量B转变组织图4 TA11合金棒经两相区精锻加工态：拉长的条状a组织图5 TA11合金两相区加工+1000C退火形成的双态组织：在转变的B基体（暗）上含有细针状

25、a及等轴初生a晶粒（亮）图6 TA11合金经两相区加工并退火后形成的等轴组织：等轴a （亮）+少量晶间3 （暗）1.5 Ti600高温钛合金洪权，戚运莲，赵永庆加工工艺对Ti600合金板材组织性能的影响J.稀 有金属材料与工程，2005, 34 （8）: 1334-1337Ti-600合金（Ti-AI-Mo-Sn-Zr-Si-Y 系，相变点1010C）是西北有色金属研究院研制的一种新型近a高温钛合金，该合金是在美国Ti1100合金基础上，通过添加少量稀有元素改进而成，具有较好的综合性能，尤其是蠕变 性能非常优异，可在600650C下长期使用。Ti600高温钛合金板材组织性能研究方法：经真空自耗

26、电弧炉两次重熔，制成© 150 mm的25 kg铸锭。 经测试，Ti600合金相变点温度为1015C。锭坯经1150C锤锻成28 mm厚板坯。轧制：A :板坯-加热至995 C,保温30 min -常规轧制；B :板坯B区淬火，1060 C /30 min，水淬(WQ)加热至995 C,保温30 min 常规轧制。即B比A多了一道B区淬火。热处理：H 1:板材1060C /2 h,空冷650 C /8 h,空冷；H 2 :板材1008C/2 h,空冷650C/8 h,空冷；H 3 :板材990C /2 h,空冷650C /8 h,空冷；a) Ti600高温钛合金板材室温拉伸性能由表1

27、可以看出，采用A和B两套不同工艺加工的板材，经过H1, H2,H3三种不同的热处理，其室温拉伸性能不论其数值还是随热处理温度的变 化趋势都基本一致。即加工工艺及热处理工艺对其室温拉伸性能影响不大。表1 Ti600高温钛合金板材(11mm)不同工艺下的室温力学性能工艺Rm/M PaRp0.2/MPaA/%Z/%A+H110659689.216A+H210759871218A+H310079631519B+H110599729.516B+H210819901319B+H310109711420b) Ti600高温钛合金板材的显微组织由图1可见，随着固溶温度的提高(H 3-H 1)初生a比例越来越少

28、,组织形貌由等轴组织向双态组织、网篮组织转变。另外，由图1e及图1f可以看出：经B单相区处理后，A、B两种工艺加工的板材均呈网篮状片层组 织，但B工艺片层组织的团束的体积明显较大(约 350卩m);而A工艺片 层组织团束的尺寸较小(约150m),见图1e。一般而言，合金的高温强 度主要取决于晶内强度，晶粒尺寸愈大，晶界愈少，高温强度则愈高。图7不同加工及热处理状态下 Ti600合金板材的显微组织(a) A/H 3 , (b) B/H3 , (c) A/H2 , (d) B/H2 , (e) A/H1 , and (f) B/H11.6 CT20低温钛合金CT20合金是西北有色金属研究院研发的一

29、种Ti-AI-Mo-Zr系近a型中强钛合金，适用于超低温环境下使用。该合金可制备成棒材、板材、管材、 焊丝，简单退火状态下室温强度大于 600MPa,伸长率大于20%; 20K温度 下强度大于1100MPa,伸长率大于10%,具有优异的焊接性能，焊接系数大 于0.9。同时具有优异的加工及冷热成型性能，可采用常规锻造、挤压、热 轧及冷加工处理，退火态(800C/1h)管材可进行冷弯处理。相变点915C,弹性模量95885MPa。常见的的微观组织如图1-图3所示:图1 CT20钛合金B相区加工组织：网篮组织图2 CT20钛合金两相区固溶处理组织：等轴初生a卅层B转变组织图3 CT20钛合金退火态组

30、织：等轴a （亮）+少量B （暗）1.7 TA13钛合金马鸿海，冯军宁.热处理工艺对Ti-230合金薄板组织和性能的影响J.稀 有金属快报,2007,26（11）:27-30Ti230合金是英国研制的一种近a钛合金，名义成分为Ti2.5Cu,中国牌号为TA13。合金相变点895C。具有较好的冷、热加工工艺性能，在退 火和固溶状态下具有良好的成型性，同时还具有良好的焊接性和高温力学性能，主要用于制做飞机发动机部件。可加工成棒材、丝材、板材、锻件及 环形件。该合金是一种具有显着时效强化效应的近a型钛合金，经过时效处 理后其室温和高温强度提高 25%50%。该合金在加工和热处理过程中会发 生共析反应

31、，若热处理工艺控制不当，析出Ti2Cu粒子会影响材料的力学性能。热处理工艺对TA13薄板的组织性能的影响研究方法：实验用材料为0.7 mm厚的Ti-230钛合金冷轧薄板。板 材分 别经650, 700, 750, 790C不同温度退火，保温时间均为 30min,冷却方式 为空冷。然后在790C下退火，保温时间分别为5, 15, 30min,冷却方式为空冷a ) Ti-230 钛合金薄板的力学性能板材经650, 700, 750, 790 C退火后的室温力学性能见图1。该 合金 的室温抗拉强度在544571MP之间，屈服强度在454484MPa之 间，随着 退火温度的升高，板材的强度呈递增的趋势

32、，790C退火时，板材的强度最高。而板材的延伸率从 28%降至 26% ,下降幅度不是很大。图 1 不同退火温度 Ti-230 钛合金的室温力学性能板材在790C退火，分别保温5, 15, 30min后的室温力学性能如图3 所示。从图3中可以看出，在790C下退火时，随着保温时间的延长，在 5 15 min 之间,强度变化不大,保温 30 min 的强度略有降低,保温时间的延 长对延伸率影响不大图 2 不同退火时间 Ti-230 钛合金的室温力学性能b ) Ti-230 钛合金的显微组织图3和图4是Ti- 230合金冷轧和热轧板材相同退火条件下的金相照片。从图中明显看出,其退火组织均为典型的等

33、轴组织。在其组织内部都有析出 的 Ti2Cu 粒子。图3Ti-230合金1.2mm冷轧板(变形量 42.5%)退火态790 C /30min空冷图4Ti-230合金热轧板退火态 790 C /30min空冷1.8 TA15 钛合金 BT20合金是前苏联研制的一种近a钛合金，中国牌号为TA15，名义成分为 Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V ,相变点 9901020C。 TA15 合金具有中等室温和高 温强度、良好的热稳定性和焊接性能,被广泛用于制造高性能飞机的重要构 件。同时具有良好的工艺塑性,可制成薄板、厚板、棒材、锻件及型材等多种规格品种。1.8.1退火工艺对TA15组织性能的影响吕逸帆，

34、孟祥军，李士凯等.退火热处理对TA15钛合金组织性能的影响J. 材料开发与应用， 2009,24(5)：7-11研究方法：实验所用材料为直径 55mm、轧制态TA15合金棒材，相变 点为995Co试验分为两组，第1组为单重退火热处理：700C疋h/AC, 780C X2h/AC, 860 C X2h/AC, 940 C X2h/AC, 1020 C Xlh/AC, 1100C xlh/AC。第 2 组 在第1组试验的基础上进行双重退火、三重退火，具体热处理制度为 ：940 C X2h/AC+780CX2h/AC, 1100CX1h/AC+940CX2h/AC+780CX2h/AC。a) 不同退

35、火工艺的组织在 TA15 合金相变点以下较低温度范围内进行退火热处理得到等轴组织 , 主要由初生的等轴a相+转变B相构成，如图1( a)、( b)、( c)所示。在800C 以上温度退火，合金组织不但会发生a相和B相的再结晶，同时还会发生较 明显的a向B相转变，所以860C退火后合金组织中已经有明显的针状次生 a相析出，如图1( c)所示。在TA15合金相变点以下较高温度范围内进行退 火热处理得到双态组织，主要由初生的等轴a相+针状次生a相+ B相构成, 如图1( d)所示。另外，双重退火后合金的显微组织仍为双态组织,如图1( h) 所示。在 TA15 合金相变点以上进行高温退火热处理得到晶粒

36、粗大的魏氏组 织，主要由针状a + B相和原始B相晶界构成，如图1( e)、( f)所示。另外，三 重退火后合金的显微组织如图1( i)所示，仍为晶粒粗大的魏氏组织。图 1 不同退火工艺后 TA15 棒材的组织b) 不同退火工艺的室温拉伸性能单从退火后合金的强度变化呈W形状，即随着退火温度的升高，合金强度先降低，然后升高，之后再降低，最后又升高。相比原始棒材 , 每种退火 热处理都使合金强度降低。 图 3中，在相变点以下温度进行退火 , 合金断面收 缩率均比原始棒材高 , 且随着退火温度的升高而提高 , 延伸率有随退火温度 的升高而提高的趋势。在相变点以上温度退火后 , 合金塑性迅速下降。图

37、2、 图3中合金性能的变化与TA15合金的显微组织和退火状态下的回复、再结晶 有关。图 2 不同退火工艺后 TA15 棒材的室温拉伸强度图 3 不同退火工艺后 TA15 棒材的室温拉伸塑性c) 不同退火工艺的高温拉伸性能在500C下对试样进行高温拉伸实验，其力学性能如图 4、5。高温强 度性能和室温强度性能有相似的变化趋势 ，不同之处主要在于：TA15合 金在780C退火的高温强度比 700C退火高，1100C退火的高温强度比 1020 C退火的低。另外，二重、三重退火后合金高温强度均比940C、1100C单重退火低。图 4 不同退火工艺后 TA15 棒材的高温拉伸强度图 5 不同退火工艺后

38、TA15 棒材的高温拉伸塑性d) 不同退火工艺的冲击韧性和硬度由图 6可见，第 1组不同温度下退火热处理后合金的冲击韧性和硬度 具有一定的对应 (反比)关系，即：如果退火后合金有较高的冲击韧性值， 则相应的合金也有较低的硬度值；相反，如果退火后合金有较低的冲击 韧性值， 则相应的合金也有较高的硬度值。 另外, 相变点以下温度进行退 火，随着退火温度的升高，合金的冲击韧性提高，相应的硬度降低。图 6 不同退火工艺后 TA15 棒材的室温冲击韧性和硬度1.8.2变形温度对TA15组织性能的影响李兴无, 张庆玲, 沙爱学等. 变形温度对 TA15 合金组织和性能的影响 J.材料工程 , 2004,1

39、:8-11研究方法：材料为TA15棒材，相变点为995C，高倍组织为粗晶片状 组织，B晶粒尺寸为 1001500“。坯料尺寸为© 80mM 100mm。选取 930C, 950C, 970C, 1030C和 1080C, 火镦饼至 50mm 高度,空冷。 饼坯均经过800C/ 2h,空冷处理。a）TA15 棒材经不同温度变形后的组织B区镦粗试样为片状组织，两相区变形镦粗试样的显微组织为过渡型组 织, 自由变形区或剧烈变形区组织如图 1 所示。图 1 TA15 合金镦粗试样剧烈变形区或自由变形区显微组织在1030C , 1080C镦粗的试样，其剧烈变形区、自由变形区及难变形区 均为片状

40、组织。晶界a连续，原始B晶内具有不同取向的a集束。难变形区 域的原始B晶粒呈粗大的等轴状（图2a, b）;在自由变形区或剧烈变形区，有 拉长的原始B晶粒，原始B晶粒大小不一。两相区变形镦粗试样的显微组织 为过渡型组织。由于变形量的差异 , 难变形区和剧烈变形区及自由变形区组 织差别较大。在难变形区 , 由于变形量很小 , 试样基本保留了原始坯料片状 组织的特征。难变形区组织（见图4c, d）的特征：（1）晶界a局部破碎；（2） 晶内a形态变化分两种情况。第一，930C , 950C变形时，晶内a片由于a+ B 区加热而粗化，且950C变形比930C变形时a片粗大。第二，980C变形时出 现初生

41、片状a和次生片状a初生片状a较厚。在自由变形区或剧烈变形区， 原始B晶粒和a片被压扁，沿着金属流动方向拉长、破碎、球化。图 2 TA15 合金镦粗试样难变形区显微组织b）TA15 棒材经不同温度变形后的力学性能性能试样取自自由变形区和剧烈变形区 , 避开变形死区。变形温度对合金性能的影响如图 3 所示, 变形量为 50%, 锻后空冷。随着变形温度的升高合金的抗拉强度、延伸率及断面收缩率基本呈下降趋势。1080 C变形比1030 C变形在性能上表现出更高的断面收缩率。 冲击韧性随变形温度变化不 大。图 3 变形温度对 TA15 合金性能的影响1.8.3 TA15合金的热变形行为李淼泉，李晓丽，龙

42、丽等 . TA15 合金的热变形行为及加工图 J. 稀有金属 材料与工程， 2006，35(9)：1354-1358研究方法：将热处理后的TA15棒材加工成© 8 mmx 12 mm的圆柱体 试 样 ， 试样两 端加 工 有贮存高 温 润滑 剂的 浅槽 。 热模 拟压 缩实 验在 Thermecmaster-Z型试验机上完成。热模拟压缩实验的变形温度(K)为：1073, 1123, 1173, 1223, 1273, 1323;应变速率(s-1)为：0.01 , 0.1, 1.0, 10.0 , 70.0 ；最大变形程度为 85.0%。a) TA15 合金高温压缩变形时的流动应力变形

43、温度、应变速率和变形程度对 TA15 合金高温压缩变形时流动应力 的影响如图 1 和图 2 所示。从图 1 中可以看出, TA15 合金在高温变形过程 中,流动应力随变形程度的增大先达到峰值,然后开始下降。当变形程度达 到临界变形程度后,变形程度对流动应力的影响较小,变形温度和应变速率 的大小将影响临界值的大小。从图 2 中可以看出, TA15 合金高温变形时的 峰值应力对变形温度和应变速率都比较敏感。应变速率较小时,变形温度对 峰值应力的影响较小；应变速率较大时,变形温度对峰值应力的影响较大。 可见, TA15 合金属于热敏感型和应变速率敏感型材料。图 1 TA15 合金不同温度下高温变形时

44、的应力- 应变曲线(a)1073K; (b)1173K; (c)1273K; (d)1323K知005000500051)3 5 2 2 11 IQalooInso3I1300<012(H)UISO100 肿印顷如腕知仞somsoow 4«3*.la 1Dctbmut ion Tcinrerinjrr KOvtbrnEiticn Tcrrq耳7亦lev K图2 TA15合金高温变形时的 a）稳态应力与b）峰值应力b）TA15合金的加工图加工图（Processing Map）能够反映在各种变形温度和应变速率下，材 料高温变形时内部微观组织的变化，并且可对材料的可加工性进行评估。加

45、 工图是由基于动态材料模型建立的能量耗散率图和非稳定图叠加而成，它通过微观组织演变描述材料对变形工艺参数的动态响应。应变速率敏感指数、 能量耗散率和非稳定参数可由材料热模拟压缩实验获得的应力-应变数据计算得到。将功率耗散图（图3）与非稳定图（图4）叠加可得到TA15合金在应变（£） 为0.5时的加工图，如图5所示。图中的等值线值是能量耗散率n值，阴影部分表示非稳定变形区域。如果 TA15合金在非稳定变形区域内对应的工艺 参数下进行塑性变形，可能会出现对微观组织不利的各种缺陷，所以应避免 在这个区域内进行热加工。图3 TA15合金的能量耗散率图图4 TA15合金的非稳定图1100115

46、0120012501300Dcfonnation Tcmpcraturc/K图5 TA15合金高温变形时的加工图1.8.4 TA15合金的热变形机理和组织演化 D. He, J.C. Zhu,乙H. Lai. An experime ntal study of deformati on mecha nism and microstructure evolution during hot deformation of Ti -6Al -2Zr-1Mo -1V alloyJ. Materials and Design, 46 (2013) 38-48Wa ng Y, Zhu JC, Lai ZH,

47、 Cao X. Hot compressive deformati on behaviour and microstructural variation of TA15 titanium alloy. Mater Sci Technol 2005;21:14660.研究方法：实验用TA15合金原始组织为片层状a及少量残余B相，如图1,材料相变点为993C。热变形实验中：试样尺寸如图1,热变形温度750、800、850C,应变速率为 0.001、0.01、0.1s-1,总变形量选取 0.02、0.04、0.1、0.19，具体变形参数如表1。图1 TA15原始组织形貌及试样尺寸表1 TA15合金热

48、变形实验详细参数a) TA15 合金热变形行为图 2 为 TA15 合金在不同温度， 不同应变速率下的应力 -应变曲线， 可以 看出，应力随着温度的升高和应变速率的降低而减小，通常应力会随着应变 迅速增大到一个极大点，然后缓慢降低直达稳定在一个水平，这种变形行为 一般被认为是由于热变形过程中的动态再结晶所引起的。图2 TA15合金热变形应力-应变曲线 a)750C； b)800C； c)850Cb) TA15 合金热变形过程中的形貌和尺寸演变随着试样加热保温温度的增加，a片层组织尺寸也随之增大，平均晶粒 尺寸从750C的6.8匕m增加到850C的8.1卩m,同时等轴a的数量也随温 度增加而增多

49、。图3 在不同温度中保温 3min未经拉伸变形试样的 IPF图：a)750 C； b)800 C； c)850 C从图4可以看出，TA15的组织演变跟变形温度密切相关，随着变形温 度的增加，片层状组织逐渐减少，等轴组织增多，比例从800C的67%增加到850C的85%。同时，晶粒尺寸也随着温度的升高而减小，晶粒平均尺寸 从750C的9.43卩m减小到850C的2.5卩m,其原因是在较高温度下变形， 有更多新增的细小晶粒形核产生。图 4 试样以 0.01s-1 应变速率在不同温度下拉伸变形的 EBSD 图,应变量为 0.19：a)750C； b)800C； c)850C在750C下对试样进行拉伸

50、变形，在应变量为0.04时小于15°的亚晶晶 界所占比例还很小,随着应变量的增大,新增加的大角度晶界大量出现,大 多分部在原始粗大的晶粒周围，同时亚晶晶界也迅速增多。在850C下对试样进行拉伸变形时, 一些含有大量亚晶晶界的新形核晶粒在原始粗大晶粒周 围形成,随着应变量的增大,这些晶粒长大形成“项链组织” 。图5 试样以0.01S-1应变速率在 750C下经过不同应变量拉伸变形的 GSB图:a)0.04 ;b)0.10 ; c)0.20红色线表示小角度晶界( <5°),绿色线表示中等角度晶界( 5° 15°),蓝色线表示大角度晶界(>15&#

51、176;)图5 试样以0.01S-1应变速率在 850C下经过不同应变量拉伸变形的 GSB图：a)0.04 ;b)0.10 ; c)0.20 红色线表示小角度晶界( <5 °)，绿色线表示中等角度晶界( 5° 15°)，蓝色线表示大角度晶界 (>15°)图 6 试样以 0.01S-1 应变速率在不同温度不同应变量下拉伸变形的晶粒取向分布差统计图：a)750 C； b)800 C； c)850 C1.8.5锻造工艺对TA15合金组织和性能的影响De-ming HUANG , Huai-liu WANG, Xin CHEN. Influence

52、of forging proceSS on microStructure and mechanical propertieS of large Section Ti? 6.5Al?1Mo?1V?2Zr alloy barSJ. TranS NonferrouS Met. Soc. China, 23(2013) 2276? 2282研 究 方 法 ： 试 验 材 料 选 用 工 业 熔 炼 的 直 径 750mm 的 Ti?6.5Al?1Mo?1V?2Zr 钛合金圆柱锭，经过如表 1 中的三种不同锻造工艺加 工，然后经过 800C/1h 空冷退火处理。表 1 锻造加工工艺参数a) 锻造后 TA

53、15 合金的力学性能锻造工艺B和C加工的TA15合金在各项力学性能上都能达到要求， 从 强韧性匹配上来看，采用工艺C获得的TA15合金具有最好的综合力学性能。表2不同锻造加工的 TA15合金室温和500C力学性能b) 锻造后 TA15 合金的微观组织从组织上可以看出，工艺 A 和 B 得到的组织没有太大区别，原始的粗大B晶粒没有得到完全的破碎，在晶界处有少量等轴a晶粒出现，是一种典型的魏氏组织。由工艺C得到的组织为典型的双态组织，由等轴a相和转变 的B相组成。图 1 不同锻造工艺后 TA15 合金的金相组织图 2 TA15 合金由锻造工艺 A 加工后的 SEM 照片图 3 TA15 合金由锻造

54、工艺 C 加工后的 SEM 照片1.9 TA18 钛合金TA18钛合金由美国研制，名义成分为 Ti-3AI-2.5V，相变点为935C。 它不仅具有良好的室温、高温机械性能和耐蚀性能，而且具有优异的冷、热 加工工艺塑性成形性和焊接性能， 通过热处理可以实现良好的强度和塑性匹 配。该合金对缺口不敏感，在许多介质中具有良好的抗蚀性，因此成为航空 航天管路系统的首选材料。席锦会，杨亚社，南莉等 . 航空导管用 TA1 8钛合金管材研制 J. 钛工业进 展， 2011， 28（5）：34-371.9.1冷轧工艺对TA18管材的组织和性能影响廖 强，曲恒磊，杨亚社等 . 冷轧道次变形率对 TA18 钛合

55、金管材组织与拉 伸性能的影响 J. 钛工业进展， 2012， 29（1）：26-28研究方法：实验所用原料为挤压制备的 TA18钛合金管坯，其规格为© 45x 7mm,采用冷轧的方法进行加工，第一、二道次轧制在LG管材冷轧机上进行，轧制变形率均为 50% ；第三、四道次轧制设备为 LD 管材冷轧机， 轧制变形率均为 35%。在每一道次轧制完成后先进行去应力退火,然后再进行下一道次轧制。a） 不同冷轧道次变形率下 TA18 钛合金管材显微组织与力学性能TA18钛合金冷轧管材组织为纤维状，B相呈点状弥散分布在a相中， 冷轧变形使a晶粒破碎，晶界模糊，且晶界取向趋于一致。在冷轧的第一、 二

56、道次, TA18 钛合金管材的纤维状组织细小,且取向一致性程度明显；在 冷轧的第三、四道次, TA18 钛合金管材的纤维状组织粗大,取向一致性程 度相对较弱。(a)第一道次,变形率約50編(b )第二道次，变形率约50坯(c 第三道次*变形率约35%同冷轧道次变形率下 TA18管材纵向截面组织对不同冷轧道次变形率下得到的 TA18钛合金管材进行拉伸性能测试,结果列于表1，随着冷轧道次变形率由50%降低至35%，TA18管材的抗拉 强度降低了约70MPa,屈服强度降低了约35MPa,但延伸率提高了一倍左右。 因此在实际生产中，TA18钛合金管材冷轧道次变形率通常为 40%左右，当 变形率大于50

57、%时，管材延伸率降低，且较难轧制，轧制时容易出现裂纹等 缺陷。表1不同冷轧道次变形率下 TA18钛合金管材的拉伸性能b) TA18钛合金管材退火态显微组织与力学性能对不同冷轧道次变形率下的 TA18钛合金管材进行750C/90min的再结晶退火处理，显微组织如图2所示。再结晶退火后TA18钛合金管材显微组织均为等轴状晶粒，B相弥散分布在a相中，与冷轧态显微组织相比，晶粒取向一致性消失。图2750 C /90min退火后TA18管材纵纵向截面组织对不同冷轧道次变形率下退火后得到的 TA18 钛合金管材进行拉伸性能 测试，结果列于表 2，退火后 TA18 钛合金管材的抗拉强度和屈服强度均较 退火前有不同程度地降低，而延