1、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0c型鈦合金中又分為全0c型鈦合金和近口型鈦合金，工業(yè)純鈦屬于口型鈦合金，此外一般%合金含有6%左右的Al和少量中性元素，退火后幾乎全部是相，典型合金包括TA1-TA7合金等；近口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4%）的穩(wěn)定元素，如TA15、TA16、TA17等。1.1 工業(yè)純鈦工業(yè)純鈦按雜質(zhì)元素含量分為TA1、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、

2、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650C/1h退火態(tài)組織：等軸“沖量晶間3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脩有針狀a轉(zhuǎn)變的31.1.1 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：TA1鑄錠經(jīng)過2500t水壓機(jī)開坯鍛造和1600t臥式擠壓機(jī)熱擠壓，最終獲得045X7mm的管坯

3、。管坯經(jīng)兩輻和三輻管材冷軋機(jī)軋制成012X1.25mm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。Moo知m500七650(b)450t(d)490t(f)550t圖1TA1鈦管經(jīng)不同溫度退火處理后的橫向顯微組織b)TA1鈦管的力學(xué)

4、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(a)加工態(tài).1野m：二g”辦.？黃七.二一.<.ftOSK/jV彳Qpurff下降并趨于穩(wěn)定，延伸率逐漸增大600ilOO*#ms,。4500300IIIIII0450500550600650700200Temperature/圖2熱處理溫度對(duì)TA1管材力學(xué)性能的影響1.1.2TA2薄板的組織與力學(xué)性能口蔣建華，丁毅，單愛黨.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).2010,2

5、0(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1.5mm,其中部分樣品同步軋制至0.3mm,實(shí)驗(yàn)中異步軋制采用同徑異步軋制方法，上下輻徑均為130mm,上輻速度固定為33r/min,下輻速度在033r/min可調(diào)，實(shí)驗(yàn)中采用22r/min,異速比為1.5。當(dāng)下輻速度也為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，

6、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)稱軋制由于附加有男切應(yīng)力，會(huì)使材料中晶粒產(chǎn)生細(xì)化效果。0000一JIo510152025Engineeringstrain/%008006002O40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，晶粒大小在50wm左右，晶粒形貌沒有明顯拉長(zhǎng)，在晶粒內(nèi)部有條狀結(jié)構(gòu)，可能為變形李晶。經(jīng)過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，類似于剪切帶。通過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83%異步軋制的組織包含了

7、拉長(zhǎng)的晶粒和等軸晶粒，平均晶粒尺寸小于1pm,晶粒內(nèi)部有大量位錯(cuò)。經(jīng)過83%異步軋制+80%同步軋制的晶粒基本為等軸晶粒，尺寸在0.5區(qū)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1.1.3 TA倡溫動(dòng)態(tài)拉伸力學(xué)行為1HuangW,ZanX,NieX,etal.Experimentalstudyonthedynamictensilebehaviorofapoly-crystalpuretitaniumatelevatedtemperaturesJ.

8、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)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)效過程。fndc一常射。ns勃GO.Q0.2003。040tnicstra

9、in(a)看=101sstrainrale-300s0,15truesinin(c)700小42?KKf-XJk0000400.20030trueuliain汕KK3ZSKKEKstfaETirate-0.0154321aooooo£0-s£5UM(bji-10?s1inlcstrain|dW=1400J0.050,100.150.20025D.JO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)力一溫度曲線下降趨于平緩，顯示流動(dòng)應(yīng)力

10、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，同一應(yīng)變速率下的伸長(zhǎng)率一溫度曲線在動(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（見圖1（d）。Kdc笈。多。己一2(X1(K)40()S(X)600

11、70。3KI20030040050061)0700用用9001000lb)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)。李晶的出現(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)黾印?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

12、結(jié)晶，使內(nèi)部缺陷在變形的同時(shí)得到修復(fù)的緣故。0X)01i.29：lb)0001s.973K(c)300j29813)引冷,q7I(ej1400s.29SK(f)1400s,973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1.1.4 TA2K材90°ECA度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：將TA2板材加工成18m訴18m睇70mm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

13、變形，擠壓速度為3.5mm/s。本試驗(yàn)單道次等效應(yīng)變?yōu)?.05a)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，橫斷面晶粒基本保持等軸狀，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)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1h退火后，退火后組織與工業(yè)純鈦1道次ECAP冷

14、變形后組織類似，仍然保持明顯的方向性，但是晶界較清晰，說明經(jīng)過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，沒有完全再結(jié)晶。在600c退火1h(見圖(e),)，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12pm的等軸狀的再結(jié)晶組織。通過上述觀察分析，工業(yè)純鈦在高于400c退火時(shí)，由于開始發(fā)生再結(jié)晶現(xiàn)象，隨溫度升高，晶粒逐漸開始長(zhǎng)大，強(qiáng)度硬度開始降低，熱穩(wěn)定性能變差圖2工業(yè)純鈦

15、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)400C；(c,d)500C；(e,f)600cc）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400c時(shí)，抗拉強(qiáng)度和顯微硬度下降緩慢，當(dāng)退火溫度高于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

16、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織中有大量李晶的存在。00200004003O6036>工/拙檄題明dd工/刨眥廿堂垢ooOooooO8520。cO/°c勤溫圖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

17、（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，這說明在空洞連接過程中消耗了相當(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(b)400c,(c)500c,(d)600C退火試樣在室溫下的斷口SEM形貌1.2TA5鈦合金TA5-版材的組織與性能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.

18、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%,一火共軋制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晶粒，晶粒較粗大，尺寸分布不均勻，約為20-150pm,見圖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熱軋后的組織與性能板材橫向晶粒尺寸較細(xì)小，尺寸范圍為3-40pm,見圖2(a);板材縱向組織為纖維狀晶粒，組織出

19、現(xiàn)明顯的擇優(yōu)取向，見圖2(b)。圖2900c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10-40”，見圖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，見圖3(b)、(d)圖3930C和950c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50-150pm,見圖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，見圖4(b)圖4970c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

20、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，%約770MPa,Rpg約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，見圖5。圖5不同溫度熱軋后TA5-A板材的力學(xué)性能1.3TA7鈦合金TA7合金的名義成分為Ti-5Al-2.5Sn,相變點(diǎn)10401090C,TA7ELI相變點(diǎn)1010C。在退火狀態(tài)下具有中等強(qiáng)度、良好的斷裂韌性和足夠的塑性，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

21、0c相區(qū)成形時(shí)塑性差，不能用于冷成型，不能通過熱處理提高強(qiáng)度，通常在退火狀態(tài)交貨使用口。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)Rm/MPaRpo.2/MPaA/%Z/%800C/1h,AC82575515.037.5圖2TA7合金”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3相區(qū)（1170C/30min空冷）

22、固溶處理，晶間3徑片層3轉(zhuǎn)變組織TA弒合金棒材的工藝與性能口姚澤坤，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)020mm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、0.0010.05S1和30%50%范圍內(nèi)，為獲得較優(yōu)匹配的拉伸性能，通過擬水平正交試驗(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)變速率0.05及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擬水平正交表水坯料加熱溫度/七應(yīng)變速率小t變形量,出-模具溫度，七AHC19800.

23、0053021000(L0540920310200.0150410400.001表3止交試驗(yàn)結(jié)果因索室溫拉伸性能JJ1-門ABCDrTL/MParT(3,：/MPa1AlBlClDI965.09U2.519.039.52AlB2C2D2970.0907.51.8.839.83AlB3C3口3895.018.042.54AlB4C3m982.5925.019.339.55A2BlC2D3950.0885.018.341.06A2R2cim970.0902.519.039.87A2B3C3DL962.5910.019.843.58A2R4C3D2990.0947.518.34L59A3RIC3IM

24、957.5900.019.039.510A3B2C31)3980.0927.519.83丈511A3B3Cl口2957.5897.519.042.512A3B4C2DI967.5905.019.539.513A4BlC302965,0910.020.042.014A4B2C3DI1030.0977.520.033.015A4H3C2D4947.5887.518.037.316A4B4ClD3947,5922.514.533.0技術(shù)要:求785/680印0三251.4 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

25、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年代研制的一種近口鈦合金，中國(guó)牌號(hào)為TA11,可在450c條件下長(zhǎng)期使用，其名義成分為Ti8Al1Mo1V,相變點(diǎn)1040C。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，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。該合金有較高的穩(wěn)定元素Al,而(3穩(wěn)定元素Mo、V的含量較少，由于保持了口型合金的特點(diǎn)，所以有良好的高溫蠕變性能和焊接性，又具有某些+能合金的特性。TA11合金的力學(xué)性能如表1,常見的微觀組織如圖1

26、-圖6:表1TA11合金力學(xué)性能試驗(yàn)溫度Rm/MPaRp0.2/MPaA/%Z/%板材室溫89582510一棒材室溫10208961319棒材540c6555031430圖2TA11合金經(jīng)1100C/1h空冷處理，針狀完全3轉(zhuǎn)變組織圖3TA11合金棒1010C/1h空冷+580C/8h空冷處理:等軸“沖量3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3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3（暗）1.5 Ti600高溫鈦合金口洪權(quán)

27、，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高溫鈦合金，該合金是在美國(guó)Ti1100合金基礎(chǔ)上，通過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0150mm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:板坯一加熱至9

28、95C,保溫30min-常規(guī)軋制；B:板坯B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；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（

29、11mm）不同工藝下的室溫力學(xué)性能工藝Rm/MPaRp0.2/MPaA/%Z/%A+H110659689.216A+H210759871218A+H310079631519B+H110599729.516B+H210819901319B+H310109711420b） Ti600高溫鈦合金板材的顯微組織由圖1可見，隨著固溶溫度的提高（H3fH1）初生比例越來越少，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)（3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350wm）;而A工藝片層組織團(tuán)束的尺寸較小（約150

30、"m）,見圖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/H11.6 CT20低溫鈦合金CT20合金是西北有色金屬研究院研發(fā)的一種Ti-Al-Mo-Zr系近型中強(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0.9。同時(shí)具有優(yōu)異的加

31、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)（800c/1h）管材可進(jìn)行冷彎處理。相變點(diǎn)915C,彈性模量95885MPa。常見的的微觀組織如圖1-圖3所示：圖1CT20鈦合金3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“計(jì)層3轉(zhuǎn)變組織圖3CT20鈦合金退火態(tài)組織：等軸“（亮）+少量3（暗）1.7 TA13鈦合金口馬鴻海，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)研制的一種近口鈦合金，名義成分為Ti2.5Cu,中國(guó)牌號(hào)為TA13。合金相變點(diǎn)895C。具有較好的冷、

32、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)的近型鈦合金，經(jīng)過時(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)影響材料的力學(xué)性能。熱處理工藝對(duì)TA131板的組織性能的影響研究方法：實(shí)驗(yàn)用材料為0.7mm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

33、,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。NX)40-2410()11111>13。700750790,nnrjlingIrinprnitmr/('圖1不同退火溫度Ti-230鈦合金的室溫力學(xué)性能板材在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，

34、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1.2mm冷軋板（變形量42.5%）退火態(tài)790c/30min空冷圖4Ti-230合金熱軋板退火態(tài)790c/30min空冷1.8 TA15鈦合金口BT20合金是前蘇聯(lián)研制的一種近口鈦合金，中國(guó)牌號(hào)為TA15,名義成

35、分為Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V,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。1.8.1 退火工藝對(duì)TA15組織性能的影響口呂逸帆，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：700c>2h/AC,780cx2h/AC,860c>2h/AC,940

36、CMh/AC,1020cX1h/AC,1100cX1h/AC。第2組在第1組試驗(yàn)的基礎(chǔ)上進(jìn)行雙重退火、重退火，具體熱處理制度為：940cx2h/AC+780c>2h/AC,1100cMh/AC+940cX2h/AC+780c>2h/AC。a)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，主要由初生的等軸口相+轉(zhuǎn)變(3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0c相和(3相的再結(jié)晶，同時(shí)還會(huì)發(fā)生較明顯的向(3相轉(zhuǎn)變，所以860c退火后合金組織中已經(jīng)有明顯的針狀次生相析出，如圖1(c)所示。在TA15合金相

37、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，主要由初生的等軸口相+針狀次生相+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+(3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。U)700r»2hpAC(b)780C"2hpAC(c)86OT«lhpAC血940£*a*AC(e)1Q2QTCmih,AC(D11Q0I：*1h.AC(妙原特樣材(h)*2h/AC

38、*78C«2h/AC(I)UOOU*Ih*AC+940Cx3hmAC+7S4C*2h*AC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)。£,賽'圖

39、2不同退火工藝后TA15棒材的室溫拉伸強(qiáng)度1050-544(3-7*n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。熱處理制度圖4不同退火工藝后TA15棒材的高溫拉伸強(qiáng)度熱處理制度圖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，第1組不同溫度

40、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6不同退火工藝后TA15棒材的室溫沖擊韌性和硬度1.8.2變形溫度對(duì)TA1吧織性能的影響口李興無，張慶玲，沙愛學(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TA15棒材，相變點(diǎn)為995C,高倍組織為粗晶片狀組織，（3晶粒尺寸為1001500”。坯料尺寸為。80m

41、m<100mm。選取930C,950C,970C,1030c和1080C,一火徽餅至50mm高度，空冷。餅坯均經(jīng)過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)徽粗試樣為片狀組織，兩相區(qū)變形鍛粗試樣的顯微組織為過渡型組織，自由變形區(qū)或劇烈變形區(qū)組織如圖1所示圖1TA15合金徽粗試樣劇烈變形區(qū)或自由變形區(qū)顯微組織在1030c,1080C鍛粗的試樣，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。晶界連續(xù)，原始B晶內(nèi)具有不同取向的集束。難變形區(qū)域的原始（3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（3晶粒，原始B晶粒大小不一。兩相區(qū)變形鍛

42、粗試樣的顯微組織為過渡型組織。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（見圖4c,d）的特征：（1）晶界口局部破碎；（2）晶內(nèi)口形態(tài)變化分兩種情況。第一，930C,950c變形時(shí)，晶內(nèi)0c片由于什（3區(qū)加熱而粗化，且950c變形比930c變形時(shí)0c片粗大。第二，980c變形時(shí)出現(xiàn)初生片狀0c和次生片狀a初生片狀較厚。在自由變形區(qū)或劇烈變形區(qū)，原始（3晶粒和口片被壓扁，沿著金屬流動(dòng)方向拉長(zhǎng)、破碎、球化。圖2TA15合金徽粗試樣難變形區(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

43、自自由變形區(qū)和劇烈變形區(qū)，避開變形死區(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不大。940120920殳90018803095010001050Forgingtemperature/C90中90001100圖3變形溫度對(duì)TA15合金性能的影響1.8.3TA1哈金的熱變形行為口稀有李淼泉，李曉麗，龍麗等.TA15合金的熱變形行為及加工圖J.金屬材料與工程，2006,35(9):1354-1358研究方法：將熱處理后的TA

44、15棒材加工成©8mmx12mm的圓柱體試樣，試樣兩端加工有貯存高溫潤(rùn)滑劑的淺梢。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：0.01,0.1,1.0,10.0,70.0;最大變形程度為85.0%。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，然后開始下降。當(dāng)變形程度達(dá)到臨界變形程度后，變

45、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)力的影響較小；應(yīng)變速率較大時(shí)，變形溫度對(duì)峰值應(yīng)力的影響較大。可見，TA15合金屬于熱敏感型和應(yīng)變速率敏感型材料。O40004a0070.0s/oO20OO0.00.20.40.60*0.00.20.40.60.8StrainStrain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)1323K3二二方己71050UOU1150E3J01250I.WO

46、1350Ddonrottun1miniun:K1050W11501200125013001350DefbniuiiotiTempenuurvK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（ProcessingMa©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)

47、定圖（圖4）疊加可得到TA15合金在應(yīng)變（9為0.5時(shí)的加工圖，如圖5所示。圖中的等值線值是能量耗散率不值，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。DeformationTemperature/K圖3TA15合金的能量耗散率圖DeformationTempcrature/K圖4TA15合金的非穩(wěn)定圖DeformationTcmpcrature/K圖5TA15合金高溫變形時(shí)的加工圖1.8.4TA1哈金的熱變形機(jī)理和組織演化口D.He,J.C.Zhu,乙H.Lai.Anexpe

48、rimentalstudyofdeformationmechanismandmicrostructureevolutionduringhotdeformationofTi-6AlNZrAMoTValloyJ.MaterialsandDesign,46(2013)38W8WangY,ZhuJC,LaiZH,CaoX.HotcompressivedeformationbehaviourandmicrostructuralvariationofTA15titaniumalloy.MaterSciTechnol2005;21:1466號(hào)0.研究方法：實(shí)驗(yàn)用TA15合金原始組織為片層狀口及少量殘余(3相

49、，如圖1,材料相變點(diǎn)為993Co熱變形實(shí)驗(yàn)中：試樣尺寸如圖1,熱變形溫度750、800、850C,應(yīng)變速率為0.001、0.01、0.1s-1,總變形量選取0.02、0.04、0.1、0.19,具體變形參數(shù)如表1。圖1TA15原始組織形貌及試樣尺寸表1TA15合金熱變形實(shí)驗(yàn)詳細(xì)參數(shù)Testno.DeformationstrainStrainrate(sTemperature(C)1/2/30.02/0.10/0.190.0017504/5/60.04/0.10/0.190.017507/8/90.04/0.10/0.190J75010/11/120.02/0.10/0.190.00180013

50、/14/150.04/0.10/0.190.0180016/17/180.02/0.10/0.19OJ80019/20/210.02/0.10/0490.00185022/23/240.04/0.10/0.190.0185025/26/270.04/510/0190J850a) TA15合金熱變形行為圖2為TA15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)為是由于熱變形過程中的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶所引起的(LOOM4JisplaCcmtnt；mm50005

51、00_0Ols'00123Displac?mailfmmDknlacemsnl/mm圖2TA15合金熱變形應(yīng)力-應(yīng)變曲線a)750C；b)800C；c)850C(looTs10.1s-b) TA15合金熱變形過程中的形貌和尺寸演變隨著試樣加熱保溫溫度的增加，口片層組織尺寸也隨之增大，平均晶粒尺寸從750c的6.8pm增加到850c的8.1m,同時(shí)等軸0c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白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9.43wm減小到850c的2.5pm,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0.01S-1應(yīng)變速率在不同溫度下拉伸變形的EBSD圖，應(yīng)變量為0.19:a)750C；b)800C；c)850C在750c下對(duì)試樣進(jìn)行拉伸變形，在應(yīng)變量為0.04時(shí)小于15的亞晶晶界所占比例還很小，隨著應(yīng)變量的增大，新增加的大角度晶界大量出現(xiàn)，