典型鈦及鈦合金的組織與性能綜述

1、典型鈦及鈦合金的組織與性能綜述NewlycompiledonNovember23,2020典型鈦合金的組織與性能文獻(xiàn)查閱總結(jié)1.a型鈦合金a型鈦合金中又分為全a型鈦合金和近a型鈦合金，工業(yè)純鈦屬于a型鈦合金，此外一般a合金含有6%左右的Al和少量中性元素，退火后幾乎全部是a相，典型合金包括TA1TA7合金等；近a型鈦合金中除了含有Al和少量中性元素外，還有少量(不超過(guò)4%)的穩(wěn)定元素，如TA15、TA16、TA17等。工業(yè)純鈦工業(yè)純鈦按雜質(zhì)元素含量分為T(mén)A1、TA1ELI、TA1-1、TA2、TA2ELI、TA3、TA3ELI、TA4、TA4ELI9個(gè)牌號(hào)，相變點(diǎn)大約為900C。工業(yè)純鈦具有高

2、塑性、適當(dāng)?shù)膹?qiáng)度、良好地耐蝕性以及優(yōu)良的焊接性能等特點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于化工設(shè)備、濱海發(fā)電裝置、海水淡化裝置、艦船零部件等，其冷熱加工性能好，可生產(chǎn)各種規(guī)格的板材、棒材、型材、帶材、管材和絲材，一般在退火狀態(tài)下交貨使用。典型的工業(yè)純鈦顯微組織如圖1-3所示：圖1TA1板材650°C/lh退火態(tài)組織：等軸a+少量晶間卩圖2TA2大規(guī)格棒材600C/1h退火態(tài)組織：等軸a圖3TA3板材800C/1h退火態(tài)組織：等軸a+含有針狀a轉(zhuǎn)變的卩TA1鈦管的組織與性能龐繼明，李明利，李明強(qiáng)等退火溫度對(duì)TA1鈦管材組織和性能的影響J.鈦工業(yè)進(jìn)展.2011,28(2):26-28研究方法：tai鑄錠經(jīng)過(guò)25

3、00t水壓機(jī)開(kāi)坯鍛造和1600t臥式擠壓機(jī)熱擠壓，最終獲得®45x7mm的管坯。管坯經(jīng)兩輥和三輥管材冷軋機(jī)軋制成申12x的管材。將管材置于真空熱處理爐中，分別加熱至450，475，490,500,550,600,650,700C。，保溫90min，隨爐冷卻。a) TA1鈦管的顯微組織圖1為冷加工態(tài)及不同的溫度熱處理后的TA1管材橫向顯微組織。可以看出，冷加工態(tài)的TA1管材組織混亂且有部分晶粒破碎不完全；700C下的組織已完全再結(jié)晶、等軸化，與650C的相比晶粒已明顯長(zhǎng)大。在相同的保溫時(shí)間里,隨著退火溫度的提升,再結(jié)晶晶粒逐漸粗化。圖1TA1鈦管經(jīng)不同溫度退火處理后的橫向顯微組織b)

4、TA1鈦管的力學(xué)性能加工態(tài)TA1管材的抗拉強(qiáng)度為570MPa,屈服強(qiáng)度為520MPa,延伸率為17%。圖2為經(jīng)不同溫度處理后的TA1管材的力學(xué)性能。由圖2可以看出,隨著熱處理溫度的升高,材料的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度逐漸下降并趨于穩(wěn)定,延伸率逐漸增大。圖2熱處理溫度對(duì)TA1管材力學(xué)性能的影響TA2薄板的組織與力學(xué)性能蔣建華，丁毅，單愛(ài)黨.冷軋工業(yè)純鈦的微觀組織和力學(xué)性能J.中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào).2010,20(1):58-61研究方法：將初始厚度為9mm的二級(jí)工業(yè)純鈦TA2板異步軋制至，其中部分樣品同步軋制至,實(shí)驗(yàn)中異步軋制采用同徑異步軋制方法,上下輥徑均為130mm,上輥速度固定為33r/min,下輥

5、速度在033r/min可調(diào)，實(shí)驗(yàn)中采用22r/min，異速比為。當(dāng)下輥速度也為33r/min，即為同步軋制。a）TA2薄板不同軋制工藝的力學(xué)性能原始熱軋態(tài)材料的強(qiáng)度為450MPa，伸長(zhǎng)率大于25%。經(jīng)過(guò)83%的異步軋制后強(qiáng)度達(dá)到800MPa，而伸長(zhǎng)率則下降到9%，再經(jīng)過(guò)進(jìn)一步同步軋制后（軋下量80%），強(qiáng)度提高到960MPa，伸長(zhǎng)率進(jìn)一步下降至7%，如圖1所示。通常情況，對(duì)稱軋制能夠使材料產(chǎn)生加工硬化，而晶粒細(xì)化效果不大；而不對(duì)稱軋制由于附加有剪切應(yīng)力，會(huì)使材料中晶粒產(chǎn)生細(xì)化效果。圖1不同軋制工藝TA2板的拉伸曲線b）TA2薄板不同軋制工藝的微觀組織從圖2可以看出，軋制前TA2薄板的微觀組織，

6、晶粒大小在50ym左右，晶粒形貌沒(méi)有明顯拉長(zhǎng)，在晶粒內(nèi)部有條狀結(jié)構(gòu)，可能為變形孿晶。經(jīng)過(guò)異步軋制和同步軋制后的顯微組織不能看到明顯的晶粒形貌，但是可以看到材料變形后的流變情況，類(lèi)似于剪切帶。通過(guò)TEM對(duì)軋制后的組織進(jìn)行精細(xì)結(jié)構(gòu)觀察可以看到（圖3），經(jīng)過(guò)83%異步軋制的組織包含了拉長(zhǎng)的晶粒和等軸晶粒，平均晶粒尺寸小于1卩m，晶粒內(nèi)部有大量位錯(cuò)。經(jīng)過(guò)83%異步軋制+80%同步軋制的晶?；緸榈容S晶粒，尺寸在m左右。圖2TA2薄板的金相組織：（a）熱軋態(tài)；（b）83%異步軋制；（c）83%異步軋制+80%同步軋制圖3TA2薄板的TEM形貌：（a）83%異步軋制；（b）83%異步軋制+80%同步軋制T

7、A1高溫動(dòng)態(tài)拉伸力學(xué)行為1HuangW,ZanX,NieX,etal.Experimentalstudyonthedynamictensilebehaviorofapoly-crystalpuretitaniumatelevatedtemperaturesJ.MaterSciEng,2007,A443:33-41陳翔，龔明，夏源明.工業(yè)純鈦高溫動(dòng)態(tài)拉伸力學(xué)行為的微觀機(jī)制J.中國(guó)科學(xué)技術(shù)大學(xué)學(xué)報(bào)，200939(6):619-626a) TA1不同溫度和應(yīng)變速率下的拉伸曲線由準(zhǔn)靜態(tài)下不同溫度的加載試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，工業(yè)純鈦的力學(xué)行為除表現(xiàn)出熱激活控制的位錯(cuò)滑移機(jī)制主導(dǎo)的溫度相關(guān)性外，在500900K之間內(nèi)

8、還明顯受雜質(zhì)含量的影響,出現(xiàn)屈服應(yīng)力、流動(dòng)應(yīng)力、應(yīng)變硬化率和斷裂應(yīng)變等隨溫度的反常變化現(xiàn)象。目前人們對(duì)上述現(xiàn)象的微觀解釋是工業(yè)純鈦在相應(yīng)的變形工況下發(fā)生了溶質(zhì)原子與位錯(cuò)相互作用的動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效過(guò)程。圖1準(zhǔn)靜態(tài)和動(dòng)態(tài)下不同溫度的拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線b) 力學(xué)性能的溫度相關(guān)性和應(yīng)變速率相關(guān)性規(guī)律在10-3S-1應(yīng)變速率下，變形溫度為623K<Ts<773K時(shí)，如圖2(a)所示，流動(dòng)應(yīng)力溫度曲線下降趨于平緩，顯示流動(dòng)應(yīng)力的溫度相關(guān)性明顯降低。應(yīng)變硬化率在準(zhǔn)靜態(tài)條件約423623K間和動(dòng)態(tài)條件約523773K下受溫度影響較小,其他條件下與溫度呈明顯的負(fù)相關(guān)性。應(yīng)變速率相關(guān)性：如圖2(b)所示,同

9、一應(yīng)變速率下的伸長(zhǎng)率溫度曲線在動(dòng)態(tài)條件下呈“U”形趨勢(shì)，而在準(zhǔn)靜態(tài)條件下呈“W”形的趨勢(shì)；其中在溫度為773K時(shí)，試樣的斷裂應(yīng)變出現(xiàn)極小值點(diǎn)(俗稱“藍(lán)脆”點(diǎn))。在不同溫度下準(zhǔn)靜態(tài)的應(yīng)力應(yīng)變曲線均看不到明顯的屈服點(diǎn)(見(jiàn)圖1(a),(b)；而在動(dòng)態(tài)加載下，當(dāng)Ts>693K時(shí)出現(xiàn)了明顯的屈服點(diǎn)；在1400S-1應(yīng)變率下，流動(dòng)應(yīng)力在屈服點(diǎn)后還發(fā)生了振蕩(見(jiàn)圖1(d)。圖2溫度和應(yīng)變速率對(duì)TA1流動(dòng)應(yīng)力(a)和伸長(zhǎng)率(b)的影響c) 不同溫度和應(yīng)變速率下的顯微組織金相觀察結(jié)果如圖3所示，所觀察的試件中晶粒均在拉伸方向伸長(zhǎng)。孿晶的出現(xiàn)能使晶粒細(xì)化，因此動(dòng)態(tài)試件中的平均晶粒尺寸明顯小于相應(yīng)溫度下的準(zhǔn)靜

10、態(tài)試件。另外，變形溫度在773K以上的各試件中，晶粒整體形貌與未變形時(shí)相比變化很小，在TEM下也發(fā)現(xiàn)其位錯(cuò)密度等變形特征大大減少。由于773K已達(dá)到純鈦的再結(jié)晶溫度(純鈦熔點(diǎn)為1941K)，因此結(jié)合以上觀察結(jié)果可以斷定高溫加載條件下的斷裂應(yīng)變?cè)黾?、?yīng)變硬化率降低等現(xiàn)象均是由于試驗(yàn)中試件發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，使內(nèi)部缺陷在變形的同時(shí)得到修復(fù)的緣故。圖3幾種典型加載工況下變形后試樣的金相組織，箭頭為拉伸方向TA2板材90°ECAP變形工藝的組織與性能1劉曉燕，趙西成，楊西榮等.退火溫度對(duì)90°ECAP變形工業(yè)純鈦組織和性能的影響J.金屬熱處理，2013，38(1):92-96研究方法：

11、將TA2板材加工成18mmxl8mmx70mm的ECAP試樣，放入兩通道夾角90°，外圓角20°的等徑彎曲通道變形模具中在室溫下進(jìn)行1道次ECAP變形，擠壓速度為s。本試驗(yàn)單道次等效應(yīng)變?yōu)?。a)等徑彎曲通道變形后的顯微組織室溫90°模具ECAP變形工業(yè)純鈦1道次后的顯微組織如圖1所示。圖1(a)中可以看出變形后，橫斷面晶?；颈３值容S狀，且晶粒內(nèi)部發(fā)生了劇烈塑性變形。圖1(b)顯示，ECAP變形后，縱斷面的晶粒被明顯拉長(zhǎng)，具有明顯的方向性，其與X軸(擠出方向)的夾角約為27°，這與ECAP變形1道次的剪切特征吻合。圖1ECAP變形后工業(yè)純鈦的顯微組織(a

12、)橫截面;(b)縱截面b)退火溫度對(duì)顯微組織的影響從圖2(a)(b)可以看出，工業(yè)純鈦在400C。經(jīng)過(guò)1h退火后，退火后組織與工業(yè)純鈦1道次ECAP冷變形后組織類(lèi)似，仍然保持明顯的方向性，但是晶界較清晰，說(shuō)明經(jīng)過(guò)400C退火1h后，變形組織已經(jīng)發(fā)生回復(fù)，應(yīng)力釋放。在500C退火1h時(shí)(見(jiàn)圖2(c),(d),發(fā)生大范圍內(nèi)的再結(jié)晶，而且再結(jié)晶核心逐漸長(zhǎng)大橫斷面基本看不到原始晶界，但是縱斷面仍然可以觀察到宏觀拉長(zhǎng)的變形組織，即500C退火1h未改變?cè)甲冃谓M織的方向性，沒(méi)有完全再結(jié)晶。在600C退火1h(見(jiàn)圖(e),(f),變形組織已經(jīng)完全再結(jié)晶并晶粒長(zhǎng)大，得到平均晶粒尺寸約為12ym的等軸狀的再結(jié)

13、晶組織。通過(guò)上述觀察分析，工業(yè)純鈦在高于400C退火時(shí)，由于開(kāi)始發(fā)生再結(jié)晶現(xiàn)象,隨溫度升高,晶粒逐漸開(kāi)始長(zhǎng)大,強(qiáng)度硬度開(kāi)始降低,熱穩(wěn)定性能變差圖2工業(yè)純鈦ECAP變形試樣不同溫度退火1h橫(a,c,e)、縱(b,d,f)截面的光學(xué)顯微組織(a,b)400°C；(c,d)500°C；(e,f)600°Cc) 退火溫度對(duì)力學(xué)性能的影響工業(yè)純鈦室溫1道次ECAP變形試樣在不同溫度退火1h的抗拉強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率和顯微硬度隨退火溫度變化如圖3所示。隨著退火溫度升高，抗拉強(qiáng)度和顯微硬度逐漸降低，伸長(zhǎng)率逐漸提高。當(dāng)退火溫度為400°C時(shí)，抗拉強(qiáng)度和顯微硬度下降緩慢，當(dāng)退火

14、溫度高于400C時(shí)，抗拉強(qiáng)度和顯微硬度迅速下降，伸長(zhǎng)率顯著提高，這也與圖2中不同溫度退火后的顯微組織相對(duì)應(yīng)，即室溫工業(yè)純鈦1道次ECAP變形試樣在400C、500C和600C退火1h后分別發(fā)生回復(fù)、變形試樣大范圍內(nèi)再結(jié)晶和完全再結(jié)晶并且晶粒長(zhǎng)大。在600C退火1h后硬度為1204MPa，低于初始熱軋態(tài)工業(yè)純鈦硬度(1380MPa)，這是因?yàn)槌跏冀M織中有大量孿晶的存在。圖3退火溫度對(duì)ECAP試樣抗拉強(qiáng)度顯微硬度和伸長(zhǎng)率的影響d) 不同退火溫度后拉伸斷口形貌工業(yè)純鈦所有的中心拉伸斷口區(qū)域存在大量的等軸韌窩，表現(xiàn)出典型的韌性斷裂特征。韌窩隨退火溫度的降低而變得細(xì)小均勻，在韌窩的底部存在一些小孔洞，這

15、是斷裂的起始位置。這些空洞可能是雜質(zhì)所產(chǎn)生的。由ECAP變形1道次Y面的顯微組織(圖1(b)可知，晶粒被拉長(zhǎng)，且與擠出方向呈27°。盡管1道次變形后，晶粒沿長(zhǎng)度方向不能細(xì)化到一個(gè)較小的水平，但是平均寬度較小，這使ECAP變形試樣斷口的韌窩尺寸也較細(xì)小。與ECAP變形試樣的拉伸斷口比較，如圖4，可知經(jīng)過(guò)400C、500C和600C退火后，拉伸斷口的韌窩內(nèi)部較粗糙較深，而且斷面起伏較大，這說(shuō)明在空洞連接過(guò)程中消耗了相當(dāng)大的變形能量，材料的韌性較好。圖4工業(yè)純鈦ECAP(a)變形試樣及400C。,(c)500C。,(d)600C。退火試樣在室溫下的斷口SEM形貌TA5鈦合金TA5-A板材的

16、組織與性能11廖強(qiáng)，謝文龍，曲恒磊，等熱軋溫度對(duì)TA5-A鈦合金板材組織及拉伸性能的影響J.材料熱處理技術(shù).2012,41(16):50-52研究方法:TA5-A鈦合金(相變點(diǎn)約為990-1000C。)鍛態(tài)板坯，厚度為160-180mm，經(jīng)一火次軋制，軋制總變形率約為60%,火共軋制8個(gè)道次，各軋制道次壓下率分別為：5-7%、11-12%、11-12%、13-15%、14-15%、11-13%、11-13%、4-7%。a) 鍛態(tài)板坯的顯微組織等軸a晶粒，晶粒較粗大，尺寸分布不均勻，約為20-15Oym，見(jiàn)圖1所示。圖1TA5-A鈦合金鍛態(tài)板坯的橫縱向微觀組織的金相照片b) 900C熱軋后的組織

17、與性能板材橫向晶粒尺寸較細(xì)小，尺寸范圍為3-40ym，見(jiàn)圖2(a)；板材縱向組織為纖維狀晶粒，組織出現(xiàn)明顯的擇優(yōu)取向，見(jiàn)圖2(b)。圖2900b熱軋后的TA5-A鈦合金板材的橫縱向微觀組織的金相照片c) 930C和950C熱軋后的組織與性能板材橫向晶粒尺寸范圍都為10-4Oym，見(jiàn)圖3(a)、(c)；板材縱向組織都為纖維狀晶粒，組織出現(xiàn)明顯的擇優(yōu)取向，見(jiàn)圖3(b)、(d)o圖3930U和950U熱軋后的TA5-A鈦合金板材的橫縱向微觀組織的金相照片d) 970C。熱軋后的組織與性能板材橫向晶粒較粗大，尺寸范圍都為50-15Oym，見(jiàn)圖4(a)；板材縱向組織為近纖維狀晶粒，組織出現(xiàn)擇優(yōu)取向不明顯

18、，見(jiàn)圖4(b)。圖4970b熱軋后的TA5-A鈦合金板材的橫縱向微觀組織的金相照片e) 不同溫度熱軋后TA5-A鈦合金板材的力學(xué)性能隨熱軋溫度的升高，合金強(qiáng)度逐步降低，塑性增加。當(dāng)熱軋溫度為900C時(shí)，TA5-A板材的強(qiáng)度達(dá)到相對(duì)最大，R約770MPa,R約mp,670MPa，斷后伸長(zhǎng)率(A%)相對(duì)最小，約13%。當(dāng)熱軋溫度為930C和950C時(shí)，TA5-A板材的抗拉強(qiáng)度和塑性達(dá)到良好匹配，見(jiàn)圖5o圖5不同溫度熱軋后TA5-A板材的力學(xué)性能TA7鈦合金TA7合金的名義成分為，相變點(diǎn)10401090°C,TA7ELI相變點(diǎn)1010°C。在退火狀態(tài)下具有中等強(qiáng)度、良好的斷裂韌性

19、和足夠的塑性，焊接性能良好。長(zhǎng)期工作溫度可達(dá)500C，短期工作溫度可達(dá)800C。該合金在成形時(shí)變形抗力大，在a相區(qū)成形時(shí)塑性差，不能用于冷成型，不能通過(guò)熱處理提高強(qiáng)度，通常在退火狀態(tài)交貨使用。低間隙元素含量的TA7ELI合金，在超低溫(-253C)條件下仍然具有良好的韌性和綜合性能，是優(yōu)良的超低溫用鈦合金。表1是TA7的室溫力學(xué)性能，圖1-圖3是TA7常見(jiàn)的微觀組織。孫紅蘭，姚澤坤等.TA7鈦合金不同墩粗條件下的缺陷形成的研究J.熱加工工藝，2011，3:81-83表1TA7合金室溫力學(xué)性能狀態(tài)R/MPamMPaA/%Z/%800C°/1h,AC825755圖1TA7合金兩相區(qū)加工后

20、的退火組織，白色拉長(zhǎng)的組織為初生a相圖2TA7合金a相區(qū)加工后的退火組織，白色a相具有彎曲變形的特征圖3TA7合金卩相區(qū)（1170°C/30min空冷）固溶處理，晶間卩+全片層卩轉(zhuǎn)變組織TA7鈦合金棒材的工藝與性能姚澤坤，孫紅蘭等.工藝參數(shù)組合對(duì)TA7鈦合金拉伸性能的影響J.重型機(jī)械，2012，3:74-77研究方法：在6300KN四柱液壓機(jī)上對(duì)®20mm的TA7棒材進(jìn)行近等溫鍛造，由金相法測(cè)得的該材料相變點(diǎn)為1035C。在9801040C。、和30%50%范圍內(nèi)，為獲得較優(yōu)匹配的拉伸性能，通過(guò)擬水平正交試驗(yàn)和方差分析的方法得到的工藝參數(shù)組合為：坯料加熱溫度1040C，應(yīng)變

21、速率s-1,變形量50%。其正交實(shí)驗(yàn)方法和結(jié)果如表2和表3。表2擬水平正交表表3正交試驗(yàn)結(jié)果TA11鈦合金趙永慶，朱康英，李佐臣等.TA11合金的熱穩(wěn)定性能J.稀有金屬材料與工程,1997,26(3):35-39黨淼，齊廣霞，史麗坤.TA11鈦合金高溫變形微觀組織演變分析J.材料熱處理技術(shù),2010,39(4):44-46Ti811合金是美國(guó)20世紀(jì)50年代研制的一種近a鈦合金，中國(guó)牌號(hào)為T(mén)A11，可在450°C條件下長(zhǎng)期使用，其名義成分為T(mén)i8AllMolV，相變點(diǎn)1040°C。該合金不僅在高溫下具有良好的熱穩(wěn)定性，高的蠕變性能和優(yōu)良的阻尼性能，而且有較高的高溫抗拉強(qiáng)度，

22、因此該合金通長(zhǎng)用作于航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)葉片材料。該合金有較高的a穩(wěn)定元素Al，而卩穩(wěn)定元素Mo、V的含量較少，由于保持了a型合金的特點(diǎn)，所以有良好的高溫蠕變性能和焊接性，又具有某些a+卩型合金的特性。TA11合金的力學(xué)性能如表1，常見(jiàn)的微觀組織如圖1-圖6：表1TA11合金力學(xué)性能試驗(yàn)溫度Rm/MPaMPaA/%Z/%板材室溫室溫89582510棒材室溫室溫10208961319棒材540C6555031430圖1TA11合金經(jīng)1010C°/lh油淬+590C。/20min空冷處理，雙態(tài)組織圖2TA11合金經(jīng)1100C/1h空冷處理，針狀完全卩轉(zhuǎn)變組織圖3TA11合金棒1010C/1h

23、空冷+580C/8h空冷處理：等軸a+少量卩轉(zhuǎn)變組織圖4TA11合金棒經(jīng)兩相區(qū)精鍛加工態(tài)：拉長(zhǎng)的條狀a組織圖5TA11合金兩相區(qū)加工+1000C退火形成的雙態(tài)組織：在轉(zhuǎn)變的卩基體(暗)上含有細(xì)針狀a及等軸初生a晶粒(亮)圖6TA11合金經(jīng)兩相區(qū)加工并退火后形成的等軸組織：等軸a（亮）+少量晶間卩（暗）Ti600高溫鈦合金洪權(quán)，戚運(yùn)蓮，趙永慶.加工工藝對(duì)Ti600合金板材組織性能的影響J.稀有金屬材料與工程,2005,34（8）:1334-1337Ti-600合金（Ti-Al-Mo-Sn-Zr-Si-Y系，相變點(diǎn)1010C。）是西北有色金屬研究院研制的一種新型近a高溫鈦合金，該合金是在美國(guó)Til

24、lOO合金基礎(chǔ)上，通過(guò)添加少量稀有元素改進(jìn)而成，具有較好的綜合性能，尤其是蠕變性能非常優(yōu)異，可在600650C。下長(zhǎng)期使用。Ti600高溫鈦合金板材組織性能研究方法：經(jīng)真空自耗電弧爐兩次重熔，制成申150mm的25kg鑄錠。經(jīng)測(cè)試，Ti600合金相變點(diǎn)溫度為1015C。錠坯經(jīng)1150C錘鍛成28mm厚板坯。軋制：A:板坯加熱至995C。，保溫30min常規(guī)軋制；B:板坯區(qū)淬火，1060C/30min，水淬（WQ）加熱至995C。，保溫30min常規(guī)軋制。即B比A多了一道B區(qū)淬火。熱處理：H1：板材1060C/2h,空冷650C/8h,空冷；H2：板材1008C/2h,空冷650C/8h,空冷;

25、H3：板材990C/2h,空冷650C/8h,空冷;a）Ti600高溫鈦合金板材室溫拉伸性能由表1可以看出，采用A和B兩套不同工藝加工的板材，經(jīng)過(guò)H1,H2,H3三種不同的熱處理，其室溫拉伸性能不論其數(shù)值還是隨熱處理溫度的變化趨勢(shì)都基本一致。即加工工藝及熱處理工藝對(duì)其室溫拉伸性能影響不大。表1Ti600高溫鈦合金板材(11mm)不同工藝下的室溫力學(xué)性能工藝Rm/MPaMPaA/%Z/%A+H1106596816A+H210759871218A+H310079631519B+H1105997216B+H210819901319B+H310109711420b)Ti600高溫鈦合金板材的顯微組織由

26、圖1可見(jiàn)，隨著固溶溫度的提高(H3H1)初生a比例越來(lái)越少，組織形貌由等軸組織向雙態(tài)組織、網(wǎng)籃組織轉(zhuǎn)變。另外，由圖1e及圖1f可以看出：經(jīng)卩單相區(qū)處理后，A、B兩種工藝加工的板材均呈網(wǎng)籃狀片層組織，但B工藝片層組織的團(tuán)束的體積明顯較大(約350卩m)；而A工藝片層組織團(tuán)束的尺寸較小(約150卩m)，見(jiàn)圖1e。一般而言，合金的高溫強(qiáng)度主要取決于晶內(nèi)強(qiáng)度，晶粒尺寸愈大，晶界愈少，高溫強(qiáng)度則愈高。圖7不同加工及熱處理狀態(tài)下Ti600合金板材的顯微組織(a)A/H3,(b)B/H3,(c)A/H2,(d)B/H2,(e)A/H1,and(f)B/H1CT20低溫鈦合金CT20合金是西北有色金屬研究院研

27、發(fā)的一種Ti-Al-Mo-Zr系近a型中強(qiáng)鈦合金，適用于超低溫環(huán)境下使用。該合金可制備成棒材、板材、管材、焊絲，簡(jiǎn)單退火狀態(tài)下室溫強(qiáng)度大于600MPa,伸長(zhǎng)率大于20%；20K溫度下強(qiáng)度大于1100MPa,伸長(zhǎng)率大于10%，具有優(yōu)異的焊接性能，焊接系數(shù)大于。同時(shí)具有優(yōu)異的加工及冷熱成型性能，可采用常規(guī)鍛造、擠壓、熱軋及冷加工處理，退火態(tài)（800Co/lh）管材可進(jìn)行冷彎處理。相變點(diǎn)915C。，彈性模量95885MPa。常見(jiàn)的的微觀組織如圖1-圖3所示：圖1CT20鈦合金卩相區(qū)加工組織：網(wǎng)籃組織圖2CT20鈦合金兩相區(qū)固溶處理組織：等軸初生a+片層卩轉(zhuǎn)變組織圖3CT20鈦合金退火態(tài)組織：等軸a（

28、亮）+少量卩（暗）TA13鈦合金馬鴻海，馮軍寧熱處理工藝對(duì)Ti-230合金薄板組織和性能的影響J.稀有金屬快報(bào),2007,26(11):27-30Ti230合金是英國(guó)研制的一種近a鈦合金，名義成分為，中國(guó)牌號(hào)為T(mén)A13。合金相變點(diǎn)895C。具有較好的冷、熱加工工藝性能，在退火和固溶狀態(tài)下具有良好的成型性，同時(shí)還具有良好的焊接性和高溫力學(xué)性能，主要用于制做飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)部件。可加工成棒材、絲材、板材、鍛件及環(huán)形件。該合金是一種具有顯著時(shí)效強(qiáng)化效應(yīng)的近a型鈦合金，經(jīng)過(guò)時(shí)效處理后其室溫和高溫強(qiáng)度提高25%50%。該合金在加工和熱處理過(guò)程中會(huì)發(fā)生共析反應(yīng)，若熱處理工藝控制不當(dāng)，析出Ti2Cu粒子會(huì)影響材料

29、的力學(xué)性研究方法：實(shí)驗(yàn)用材料為mm厚的Ti-230鈦合金冷軋薄板。板材分別經(jīng)650,700,750,790C不同溫度退火，保溫時(shí)間均為30min，冷卻方式為空冷。然后在790C下退火，保溫時(shí)間分別為5,15,30min，冷卻方式為空冷。a)Ti-230鈦合金薄板的力學(xué)性能板材經(jīng)650,700,750,790C。退火后的室溫力學(xué)性能見(jiàn)圖1。該合金的室溫抗拉強(qiáng)度在544571MP之間，屈服強(qiáng)度在454484MPa之間，隨著退火溫度的升高，板材的強(qiáng)度呈遞增的趨勢(shì)，790C退火時(shí)，板材的強(qiáng)度最高。而板材的延伸率從28%降至26%,下降幅度不是很大。圖1不同退火溫度Ti-230鈦合金的室溫力學(xué)性能板材在

30、790C。退火，分別保溫5,15,30min后的室溫力學(xué)性能如圖3所示。從圖3中可以看出，在790C下退火時(shí)，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，在515min之間，強(qiáng)度變化不大，保溫30min的強(qiáng)度略有降低，保溫時(shí)間的延長(zhǎng)對(duì)延伸率影響不大圖2不同退火時(shí)間Ti-230鈦合金的室溫力學(xué)性能b）Ti-230鈦合金的顯微組織圖3和圖4是Ti-230合金冷軋和熱軋板材相同退火條件下的金相照片。從圖中明顯看出,其退火組織均為典型的等軸組織。在其組織內(nèi)部都有析出的Ti2Cu粒子。圖3Ti-230合金冷軋板（變形量）退火態(tài)790°C/30min空冷圖4Ti-230合金熱軋板退火態(tài)790C/30min空冷TA15鈦

31、合金B(yǎng)T20合金是前蘇聯(lián)研制的一種近a鈦合金，中國(guó)牌號(hào)為T(mén)A15，名義成分為T(mén)i-6Al-2Zr-lMo-lV,相變點(diǎn)9901020C。TA15合金具有中等室溫和高溫強(qiáng)度、良好的熱穩(wěn)定性和焊接性能,被廣泛用于制造高性能飛機(jī)的重要構(gòu)件。同時(shí)具有良好的工藝塑性,可制成薄板、厚板、棒材、鍛件及型材等多種規(guī)格品種。退火工藝對(duì)TA15組織性能的影響呂逸帆，孟祥軍，李士凱等.退火熱處理對(duì)TA15鈦合金組織性能的影響J.材料開(kāi)發(fā)與應(yīng)用,2009,24（5）：7-11研究方法：實(shí)驗(yàn)所用材料為直徑55mm、軋制態(tài)TA15合金棒材，相變點(diǎn)為995C。試驗(yàn)分為兩組，第1組為單重退火熱處理：700Cx2h/AC,78

32、0C°x2h/AC,860C°x2h/AC,940C°x2h/AC,1020C°xlhAC,1100C°xlhAC。第2組在第1組試驗(yàn)的基礎(chǔ)上進(jìn)行雙重退火、三重退火，具體熱處理制度為：940Cx2h/AC+780Cx2h/AC,1100Cx1h/AC+940Cx2h/AC+780Cx2h/ACoa) 不同退火工藝的組織在TA15合金相變點(diǎn)以下較低溫度范圍內(nèi)進(jìn)行退火熱處理得到等軸組織,主要由初生的等軸a相+轉(zhuǎn)變B相構(gòu)成，如圖1(a)、(b)、(c)所示。在800C以上溫度退火，合金組織不但會(huì)發(fā)生a相和B相的再結(jié)晶，同時(shí)還會(huì)發(fā)生較明顯的a向B相轉(zhuǎn)變

33、，所以860C退火后合金組織中已經(jīng)有明顯的針狀次生a相析出，如圖1(c)所示。在TA15合金相變點(diǎn)以下較高溫度范圍內(nèi)進(jìn)行退火熱處理得到雙態(tài)組織，主要由初生的等軸a相+針狀次生a相+B相構(gòu)成，如圖1(d)所示。另外，雙重退火后合金的顯微組織仍為雙態(tài)組織，如圖1(h)所示。在TA15合金相變點(diǎn)以上進(jìn)行高溫退火熱處理得到晶粒粗大的魏氏組織，主要由針狀a+B相和原始B相晶界構(gòu)成，如圖1(e)、(f)所示。另外，三重退火后合金的顯微組織如圖1(i)所示,仍為晶粒粗大的魏氏組織。圖1不同退火工藝后TA15棒材的組織b) 不同退火工藝的室溫拉伸性能單從退火后合金的強(qiáng)度變化呈W形狀，即隨著退火溫度的升高，合金

34、強(qiáng)度先降低，然后升高，之后再降低，最后又升高。相比原始棒材,每種退火熱處理都使合金強(qiáng)度降低。圖3中，在相變點(diǎn)以下溫度進(jìn)行退火,合金斷面收縮率均比原始棒材高,且隨著退火溫度的升高而提高,延伸率有隨退火溫度的升高而提高的趨勢(shì)。在相變點(diǎn)以上溫度退火后，合金塑性迅速下降。圖2、圖3中合金性能的變化與TA15合金的顯微組織和退火狀態(tài)下的回復(fù)、再結(jié)晶有關(guān)。圖2不同退火工藝后TA15棒材的室溫拉伸強(qiáng)度圖3不同退火工藝后TA15棒材的室溫拉伸塑性c) 不同退火工藝的高溫拉伸性能在500C。下對(duì)試樣進(jìn)行高溫拉伸實(shí)驗(yàn)，其力學(xué)性能如圖4、5。高溫強(qiáng)度性能和室溫強(qiáng)度性能有相似的變化趨勢(shì),不同之處主要在于：TA15合金

35、在780C退火的高溫強(qiáng)度比700C退火高,1100C。退火的高溫強(qiáng)度比1020C退火的低。另外，二重、三重退火后合金高溫強(qiáng)度均比940C。、1100C。單重退火低。圖4不同退火工藝后TA15棒材的高溫拉伸強(qiáng)度圖5不同退火工藝后TA15棒材的高溫拉伸塑性d) 不同退火工藝的沖擊韌性和硬度由圖6可見(jiàn)，第1組不同溫度下退火熱處理后合金的沖擊韌性和硬度具有一定的對(duì)應(yīng)(反比)關(guān)系，即：如果退火后合金有較高的沖擊韌性值，則相應(yīng)的合金也有較低的硬度值；相反，如果退火后合金有較低的沖擊韌性值，則相應(yīng)的合金也有較高的硬度值。另外,相變點(diǎn)以下溫度進(jìn)行退火，隨著退火溫度的升高，合金的沖擊韌性提高，相應(yīng)的硬度降低。圖

36、6不同退火工藝后TA15棒材的室溫沖擊韌性和硬度變形溫度對(duì)A15組織性能的影響李興無(wú)，張慶玲，沙愛(ài)學(xué)等.變形溫度對(duì)TA15合金組織和性能的影響J.材料工程,2004,1:8-11研究方法：材料為T(mén)A15棒材，相變點(diǎn)為995，高倍組織為粗晶片狀組織,卩晶粒尺寸為1001500ym。坯料尺寸為80mmx100mm。選取930°C,950°C,970,1030°C和1080°C,火鐓餅至50mm高度,空冷。餅坯均經(jīng)過(guò)800C/2h,空冷處理。a)TA15棒材經(jīng)不同溫度變形后的組織B區(qū)鐓粗試樣為片狀組織,兩相區(qū)變形鐓粗試樣的顯微組織為過(guò)渡型組織，自由變形區(qū)或劇烈

37、變形區(qū)組織如圖1所示。圖1TA15合金鐓粗試樣劇烈變形區(qū)或自由變形區(qū)顯微組織在1030°C,1080C鐓粗的試樣,其劇烈變形區(qū)、自由變形區(qū)及難變形區(qū)均為片狀組織。晶界a連續(xù)，原始卩晶內(nèi)具有不同取向的a集束。難變形區(qū)域的原始卩晶粒呈粗大的等軸狀(圖2a,b);在自由變形區(qū)或劇烈變形區(qū)，有拉長(zhǎng)的原始卩晶粒，原始卩晶粒大小不一。兩相區(qū)變形鐓粗試樣的顯微組織為過(guò)渡型組織。由于變形量的差異,難變形區(qū)和劇烈變形區(qū)及自由變形區(qū)組織差別較大。在難變形區(qū),由于變形量很小,試樣基本保留了原始坯料片狀組織的特征。難變形區(qū)組織(見(jiàn)圖4c,d)的特征:(1)晶界a局部破碎;(2)晶內(nèi)a形態(tài)變化分兩種情況。第一

38、,930C,950C變形時(shí)，晶內(nèi)a片由于a+卩區(qū)加熱而粗化，且950C變形比930C變形時(shí)a片粗大。第二,980C變形時(shí)出現(xiàn)初生片狀a和次生片狀a,初生片狀a較厚。在自由變形區(qū)或劇烈變形區(qū),原始卩晶粒和a片被壓扁，沿著金屬流動(dòng)方向拉長(zhǎng)、破碎、球化。圖2TA15合金鐓粗試樣難變形區(qū)顯微組織b）TA15棒材經(jīng)不同溫度變形后的力學(xué)性能性能試樣取自自由變形區(qū)和劇烈變形區(qū),避開(kāi)變形死區(qū)。變形溫度對(duì)合金性能的影響如圖3所示,變形量為50%,鍛后空冷。隨著變形溫度的升高,合金的抗拉強(qiáng)度、延伸率及斷面收縮率基本呈下降趨勢(shì)。1080C。變形比1030C。變形在性能上表現(xiàn)出更高的斷面收縮率。沖擊韌性隨變形溫度變化

39、不大。圖3變形溫度對(duì)TA15合金性能的影響TA15合金的熱變形行為李淼泉，李曉麗，龍麗等.TA15合金的熱變形行為及加工圖J.稀有金屬材料與工程，2006，35（9）：1354-1358研究方法：將熱處理后的TA15棒材加工成申8mmx12mm的圓柱體試樣，試樣兩端加工有貯存高溫潤(rùn)滑劑的淺槽。熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)在Thermecmaster-Z型試驗(yàn)機(jī)上完成。熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)的變形溫度（K）為：1073,1123,1173,1223,1273,1323；應(yīng)變速率（s-1）為：，；最大變形程度為%。a）TA15合金高溫壓縮變形時(shí)的流動(dòng)應(yīng)力變形溫度、應(yīng)變速率和變形程度對(duì)TA15合金高溫壓縮變形時(shí)流動(dòng)應(yīng)力的

40、影響如圖1和圖2所示。從圖1中可以看出,TA15合金在高溫變形過(guò)程中,流動(dòng)應(yīng)力隨變形程度的增大先達(dá)到峰值,然后開(kāi)始下降。當(dāng)變形程度達(dá)到臨界變形程度后,變形程度對(duì)流動(dòng)應(yīng)力的影響較小,變形溫度和應(yīng)變速率的大小將影響臨界值的大小。從圖2中可以看出，TA15合金高溫變形時(shí)的峰值應(yīng)力對(duì)變形溫度和應(yīng)變速率都比較敏感。應(yīng)變速率較小時(shí)，變形溫度對(duì)峰值應(yīng)力的影響較?。粦?yīng)變速率較大時(shí)，變形溫度對(duì)峰值應(yīng)力的影響較大?？梢?jiàn)，TA15合金屬于熱敏感型和應(yīng)變速率敏感型材料。圖1TA15合金不同溫度下高溫變形時(shí)的應(yīng)力-應(yīng)變曲線(a) 1073K;(b)1173K;(c)1273K;(d)1323KIIDOll5flIMG1

41、250I35Ql>?fi)rikMiTcinjKraiuivX.3:二X出社用盞一£圖2TA15合金高溫變形時(shí)的a)穩(wěn)態(tài)應(yīng)力與b)峰值應(yīng)力b)TA15合金的加工圖加工圖(ProcessingMap)能夠反映在各種變形溫度和應(yīng)變速率下，材料高溫變形時(shí)內(nèi)部微觀組織的變化，并且可對(duì)材料的可加工性進(jìn)行評(píng)估。加工圖是由基于動(dòng)態(tài)材料模型建立的能量耗散率圖和非穩(wěn)定圖疊加而成，它通過(guò)微觀組織演變描述材料對(duì)變形工藝參數(shù)的動(dòng)態(tài)響應(yīng)。應(yīng)變速率敏感指數(shù)、能量耗散率和非穩(wěn)定參數(shù)可由材料熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)獲得的應(yīng)力-應(yīng)變數(shù)據(jù)計(jì)算得到。將功率耗散圖(圖3)與非穩(wěn)定圖(圖4)疊加可得到TA15合金在應(yīng)變?yōu)闀r(shí)的加工

42、圖，如圖5所示。圖中的等值線值是能量耗散率n值，陰影部分表示非穩(wěn)定變形區(qū)域。如果TA15合金在非穩(wěn)定變形區(qū)域內(nèi)對(duì)應(yīng)的工藝參數(shù)下進(jìn)行塑性變形，可能會(huì)出現(xiàn)對(duì)微觀組織不利的各種缺陷，所以應(yīng)避免在這個(gè)區(qū)域內(nèi)進(jìn)行熱加工。圖3TA15合金的能量耗散率圖圖4TA15合金的非穩(wěn)定圖20.28.0-1003741討篇40.2811001150120012501300DeformationTemperaturc/K圖5TA15合金高溫變形時(shí)的加工圖TA15合金的熱變形機(jī)理和組織演化D.He,.Zhu,.Lai.Anexperimentalstudyofdeformationmechanismandmicrostr

43、uctureevolutionduringhotdeformationofTi6Al2ZrlMolValloyJ.MaterialsandDesign,46(2013)38-48WangY,ZhuJC,LaiZH,CaoX.HotcompressivedeformationbehaviourandmicrostructuralvariationofTA15titaniumalloy.MaterSciTechnol2005;21:1466-70.研究方法：實(shí)驗(yàn)用TA15合金原始組織為片層狀a及少量殘余B相，如圖1,材料相變點(diǎn)為993C。熱變形實(shí)驗(yàn)中：試樣尺寸如圖1,熱變形溫度750、800、85

44、0U，應(yīng)變速率為、，總變形量選取、，具體變形參數(shù)如表1。圖1TA15原始組織形貌及試樣尺寸a)TA15合金熱變形行為圖2為T(mén)A15合金在不同溫度,不同應(yīng)變速率下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線,可以看出,應(yīng)力隨著溫度的升高和應(yīng)變速率的降低而減小,通常應(yīng)力會(huì)隨著應(yīng)變迅速增大到一個(gè)極大點(diǎn),然后緩慢降低直達(dá)穩(wěn)定在一個(gè)水平,這種變形行為一般被認(rèn)為是由于熱變形過(guò)程中的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶所引起的。圖2TA15合金熱變形應(yīng)力-應(yīng)變曲線a)750b;b)80Ob;c)850C。b)TA15合金熱變形過(guò)程中的形貌和尺寸演變隨著試樣加熱保溫溫度的增加，a片層組織尺寸也隨之增大，平均晶粒尺寸從750C的ym增加到850C的ym,同時(shí)等軸a

45、的數(shù)量也隨溫度增加而增多。圖3在不同溫度中保溫3min未經(jīng)拉伸變形試樣的IPF圖：a)750C;b)800C;c)850C從圖4可以看出，TA15的組織演變跟變形溫度密切相關(guān)，隨著變形溫度的增加，片層狀組織逐漸減少，等軸組織增多，比例從800C的67%增加到850C的85%。同時(shí)，晶粒尺寸也隨著溫度的升高而減小，晶粒平均尺寸從750C。的ym減小到850C。的ym,其原因是在較高溫度下變形，有更多新增的細(xì)小晶粒形核產(chǎn)生。圖4試樣以應(yīng)變速率在不同溫度下拉伸變形的EBSD圖，應(yīng)變量為：a)750b;b)800C。；c)850C。在750C下對(duì)試樣進(jìn)行拉伸變形，在應(yīng)變量為時(shí)小于15。的亞晶晶界所占比

46、例還很小，隨著應(yīng)變量的增大，新增加的大角度晶界大量出現(xiàn)，大多分部在原始粗大的晶粒周?chē)?，同時(shí)亞晶晶界也迅速增多。在850C下對(duì)試樣進(jìn)行拉伸變形時(shí)，一些含有大量亞晶晶界的新形核晶粒在原始粗大晶粒周?chē)纬桑S著應(yīng)變量的增大，這些晶粒長(zhǎng)大形成“項(xiàng)鏈組織”。圖5試樣以應(yīng)變速率在750C。下經(jīng)過(guò)不同應(yīng)變量拉伸變形的GSB圖:a);b);c)紅色線表示小角度晶界(<5°)，綠色線表示中等角度晶界(5°15°)，藍(lán)色線表示大角度晶界(>15°)圖5試樣以應(yīng)變速率在850C。下經(jīng)過(guò)不同應(yīng)變量拉伸變形的GSB圖:a);b);c)紅色線表示小角度晶界(<5&

47、#176;)，綠色線表示中等角度晶界(5°15°)，藍(lán)色線表示大角度晶界(>15°)圖6試樣以應(yīng)變速率在不同溫度不同應(yīng)變量下拉伸變形的晶粒取向分布差統(tǒng)計(jì)圖:a)750C;b)800C;c)850C鍛造工藝對(duì)A15合金組織和性能的影響De-mingHUANG,Huai-liuWANG,XinCHEN.InfluenceofforgingprocessonmicrostructureandmechanicalpropertiesoflargesectionTi1Mo1V2ZralloybarsJ.TransNonferrousMet.Soc.China,23(2

48、013)22762282研究方法：試驗(yàn)材料選用工業(yè)熔煉的直徑750mm的TilMolV2Zr鈦合金圓柱錠，經(jīng)過(guò)如表1中的三種不同鍛造工藝加工，然后經(jīng)過(guò)800Co/lh空冷退火處理。表1鍛造加工工藝參數(shù)a)鍛造后TA15合金的力學(xué)性能鍛造工藝B和C加工的TA15合金在各項(xiàng)力學(xué)性能上都能達(dá)到要求，從強(qiáng)韌性匹配上來(lái)看，采用工藝C獲得的TA15合金具有最好的綜合力學(xué)性表2不同鍛造加工的TA15合金室溫和50OU力學(xué)性能b)鍛造后TA15合金的微觀組織從組織上可以看出，工藝A和B得到的組織沒(méi)有太大區(qū)別，原始的粗大B晶粒沒(méi)有得到完全的破碎，在晶界處有少量等軸a晶粒出現(xiàn)，是一種典型的魏氏組織。由工藝C得到的

49、組織為典型的雙態(tài)組織，由等軸a相和轉(zhuǎn)變的B相組成。圖1不同鍛造工藝后TA15合金的金相組織圖2TA15合金由鍛造工藝A加工后的SEM照片圖3TA15合金由鍛造工藝C加工后的SEM照片TA18鈦合金TA18鈦合金由美國(guó)研制，名義成分為，相變點(diǎn)為935C。它不僅具有良好的室溫、高溫機(jī)械性能和耐蝕性能，而且具有優(yōu)異的冷、熱加工工藝塑性成形性和焊接性能，通過(guò)熱處理可以實(shí)現(xiàn)良好的強(qiáng)度和塑性匹配。該合金對(duì)缺口不敏感，在許多介質(zhì)中具有良好的抗蝕性，因此成為航空航天管路系統(tǒng)的首選材料。席錦會(huì)，楊亞社，南莉等.航空導(dǎo)管用TA18鈦合金管材研制J.鈦工業(yè)進(jìn)展，2011，28（5）：34-37冷軋工藝對(duì)TA18管材

50、的組織和性能影響廖強(qiáng)，曲恒磊，楊亞社等.冷軋道次變形率對(duì)TA18鈦合金管材組織與拉伸性能的影響J.鈦工業(yè)進(jìn)展，2012,29（1）：26-28研究方法：實(shí)驗(yàn)所用原料為擠壓制備的TA18鈦合金管坯，其規(guī)格為申45x7mm，采用冷軋的方法進(jìn)行加工，第一、二道次軋制在LG管材冷軋機(jī)上進(jìn)行，軋制變形率均為50%；第三、四道次軋制設(shè)備為L(zhǎng)D管材冷軋機(jī)，軋制變形率均為35%。在每一道次軋制完成后先進(jìn)行去應(yīng)力退火，然后再進(jìn)行下一道次軋制。a）不同冷軋道次變形率下TA18鈦合金管材顯微組織與力學(xué)性能TA18鈦合金冷軋管材組織為纖維狀，B相呈點(diǎn)狀彌散分布在a相中，冷軋變形使a晶粒破碎，晶界模糊，且晶界取向趨于一

51、致。在冷軋的第一、二道次，TA18鈦合金管材的纖維狀組織細(xì)小，且取向一致性程度明顯；在冷軋的第三、四道次，TA18鈦合金管材的纖維狀組織粗大，取向一致性程度相對(duì)較弱。不同冷軋道次變形率下TA18管材縱向截面組織對(duì)不同冷軋道次變形率下得到的TA18鈦合金管材進(jìn)行拉伸性能測(cè)試，結(jié)果列于表1，隨著冷軋道次變形率由50%降低至35%，TA18管材的抗拉強(qiáng)度降低了約70MPa，屈服強(qiáng)度降低了約35MPa，但延伸率提高了一倍左右。因此在實(shí)際生產(chǎn)中，TA18鈦合金管材冷軋道次變形率通常為40%左右，當(dāng)變形率大于50%時(shí)，管材延伸率降低，且較難軋制，軋制時(shí)容易出現(xiàn)裂紋等缺陷。表1不同冷軋道次變形率下TA18鈦

52、合金管材的拉伸性能b)TA18鈦合金管材退火態(tài)顯微組織與力學(xué)性能對(duì)不同冷軋道次變形率下的TA18鈦合金管材進(jìn)行750Co/90min的再結(jié)晶退火處理，顯微組織如圖2所示。再結(jié)晶退火后TA18鈦合金管材顯微組織均為等軸狀晶粒，B相彌散分布在a相中，與冷軋態(tài)顯微組織相比，晶粒取向一致性消失。圖2750Co/90min退火后TA18管材縱縱向截面組織對(duì)不同冷軋道次變形率下退火后得到的TA18鈦合金管材進(jìn)行拉伸性能測(cè)試，結(jié)果列于表2,退火后TA18鈦合金管材的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均較退火前有不同程度地降低，而延伸率有所提高。表2不同冷軋道次變形率的TA18鈦合金管材在750C/90min退火后拉伸性能退

53、火溫度對(duì)TA18管材的組織和性能影響羅登超，南莉，楊亞社等.退火溫度對(duì)TA18管材性能和組織的影響J.材料熱處理技術(shù)，2012，41（20）：206-208研究方法：材料為®18x管材，經(jīng)過(guò)65%冷軋變形而成。將冷軋軋制后的加工態(tài)管材，分別在真空退火爐中進(jìn)行不同溫度（380、470、550、600、700、750C。）的保溫90min隨爐冷卻的退火處理。a）退火溫度對(duì)TA18管材性能的影響加工態(tài)TA18管材的抗拉強(qiáng)度為975MPa,屈服強(qiáng)度為850MPa，伸長(zhǎng)率為16%。管材經(jīng)不同退火溫度處理后的力學(xué)性能如圖1，退火溫度為470550C。時(shí)，管材的強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率曲線都出現(xiàn)一個(gè)短暫的平臺(tái)

54、，力學(xué)性能并不隨溫度的升高而變化，基本保持穩(wěn)定在一個(gè)水平。圖1退火溫度對(duì)TA18管材力學(xué)性能的影響b）退火溫度對(duì)TA18管材微觀組織的影響圖2a、b是TA18加工態(tài)管材分別經(jīng)380C。、470C。退火后的組織形貌，依然是拉長(zhǎng)破碎的a晶粒，晶界模糊無(wú)法辨認(rèn)，存在明顯的變形流線且取向趨于一致并未出現(xiàn)再結(jié)晶組織。550C。退火后的組織與加工態(tài)相比略有變化，依然是纖維狀組織，變形流線很明顯，但是取向趨于一致性程度略有降低，極少量地方開(kāi)始出現(xiàn)再結(jié)晶的晶核；而經(jīng)過(guò)600C。退火后已經(jīng)出現(xiàn)部分再結(jié)晶晶粒，變形流線組織明顯減少，原本呈粉碎鏈狀的B組織也分布的相對(duì)彌散均勻，但再結(jié)晶晶粒并未長(zhǎng)大，仍然殘留著大量破

55、碎的畸變組織；經(jīng)過(guò)700C退火后，管材的顯微組織基本為等軸狀晶粒，B相彌散分布在a相中，其內(nèi)部組織再結(jié)晶已經(jīng)相當(dāng)充分，再結(jié)晶晶粒有明顯長(zhǎng)大，與冷軋加工態(tài)組織相比，變形流線基本消失，晶粒取向趨于一致性消失經(jīng)；750C退火后已經(jīng)完全再結(jié)晶、等軸化，且再結(jié)晶晶粒已充分長(zhǎng)大，破碎的加工態(tài)變形組織完全消失，而且原本呈粉碎鏈狀排列的B相也分布得更加彌散而均勻。圖2不同退火溫度后TA18管材軸向組織TA24鈦合金Ti75合金由西北有色金屬研究院研制，名義成分為T(mén)i-3Al-2Mo-2Zr，國(guó)標(biāo)牌號(hào)為T(mén)A24，屬于近a型鈦合金，相變點(diǎn)920940C。該合金具有中等強(qiáng)度及良好的冷、熱加工性能，優(yōu)良的焊接性能。可

56、制成板、棒、管、餅、環(huán)、絲等各種形式的半成品。Ti75合金在艦船、石油、化工、機(jī)械和生物工程等領(lǐng)域具有廣泛的前景。與TA5相比，在保證良好的綜合力學(xué)性能前提下，強(qiáng)度高出50MPa,沖擊韌度和斷裂韌度是TA5的倍和倍，KIC為T(mén)A5的2倍，并且具有比TA5合金更優(yōu)異的冷、熱加工性能，低的雜質(zhì)敏感性，在60C。海水中腐蝕速率不超過(guò)a,無(wú)局部腐蝕和間隙腐蝕。表1給出了不同Ti75板、棒、管材退火狀態(tài)下的力學(xué)性能：表1Ti75合金板、棒、管材的室溫力學(xué)性能（退火狀態(tài)）規(guī)格/mmRm/MPaMPaA/%Ak/Jcm-2Z/%板材75672121棒材907396851968管材申27x79562220對(duì)9

57、00C軋制的Ti75合金板材進(jìn)行不同溫度退火處理后的金相組織及組織特點(diǎn)如圖1-圖4：圖1Ti-75合金900C軋制板材，加工態(tài)變形組織：彎曲的a片（亮）及B（暗）圖2Ti-75合金900C軋制板材，經(jīng)750C/1h空冷退火發(fā)生了部分再結(jié)晶，形成等軸球化的初生a（亮），其余仍是條狀加工態(tài)組織圖3Ti-75合金900C軋制板材，經(jīng)850C/1h空冷退火完全再結(jié)晶組織，形成等軸初生a（亮）及B轉(zhuǎn)變組織（暗）圖2Ti-75合金900C軋制板材，經(jīng)900C/1h空冷退火，雙態(tài)組織與850C/1h空冷退火相比，等軸初生a（亮）粗化，比例減少2.P型鈦合金B(yǎng)鈦合金中分為穩(wěn)定B合金、亞穩(wěn)定B合金和近B合金。穩(wěn)定B合金中含有大量B穩(wěn)定元素，退火后全部為B相，其室溫強(qiáng)度較低，冷成形性好，在還原性介質(zhì)中耐腐蝕性能較好，