典型钛及钛合金的组织与性能综述

典型钛及钛合金的组织与
性能综述
Newly compiled on November 23, 2020
典型钛合金的组织与性能文献查阅总结
1.α型钛合金
α型钛合金中又分为全α型钛合金和近α型钛合金，工业纯钛属于α型钛合金，此外一般α合金含有6%左右的Al和少量中性元素，退火后几乎全部是α相，典型合金包括TA1~TA7合金等；近α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。

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900℃。

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650℃/1h退火态组织：等轴α+少量晶间β
图2 TA2大规格棒材600℃/1h退火态组织：等轴α
图3 TA3板材800℃/1h退火态组织：等轴α+含有针状α转变的β
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2500t水压机开坯锻造和1600t卧式挤压机热挤压，最终获得φ45×7mm的管坯。

管坯经两辊和三辊管材冷轧机轧制成φ12×的管材。

将管材置于真空热处理炉中，分别加热至450，475，490，500，550，600，650，700℃，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；700℃下的组织已完全再结晶、等轴化，与650℃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
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9mm的二级工业纯钛TA2板异步轧制至，其中部分样品同步轧制至，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0~33 r/min可调，实验中采用22 r/min，异速比为。

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50μm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1μm，晶粒内部有大量位错。

经过83%异步轧制+80%同步轧制的晶粒基本为等轴晶粒，尺寸在μm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
TA1高温动态拉伸力学行为 [1]
[]Huang W, ZanX, Nie X, et al. Experimental study on the dynamic tensile behavior of a poly-crystal pure titanium at elevated temperatures [J]. Mater 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):619-626
a）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500~900K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623K<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423~623K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
TA2板材90°ECAP变形工艺的组织与性能 [1]
[]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ECAP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s。

本试验单道次等效应变为。

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400℃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400℃退火1h后，变形组织已经发生回复，应力释放。

在500℃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500℃退火1h未改变原始变形组织的方向性，没有完全再结晶。

在600℃退火1h (见图(e)，(f))，变形组织已经完全再结晶并晶粒长大，得到平均晶粒尺寸约为12μm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400℃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)400℃；(c，d) 500℃；(e，f)600℃
c) 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。

当退火温度为400℃时，抗拉强度和显微硬度下降缓慢，当退火温度高于400℃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400℃、500℃和600℃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600℃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400℃、500℃和600℃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(a)变形试样及 (b) 400℃ ,(c) 500℃ ,(d) 600℃退火试样
在室温下的断口SEM形貌
TA5钛合金
TA5-A板材的组织与性能 [1]
[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990-1000℃）锻态板坯，厚度为160-180mm，经一火次轧制，轧制总变形率约为60%，一火共轧制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% 。

a）锻态板坯的显微组织
等轴α晶粒，晶粒较粗大，尺寸分布不均匀，约为20-150μm，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）900℃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3-40μm，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2 900℃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）930℃和950℃热轧后的组织与性能
板材横向晶粒尺寸范围都为10-40μm，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3 930℃和950℃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）970℃热轧后的组织与性能
板材横向晶粒较粗大，尺寸范围都为50-150μm，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4 970℃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900℃时，TA5-A板材的强度达到相对最大，R m约770MPa，R p,约
670MPa，断后伸长率（A%）相对最小，约13%。

当热轧温度为930℃和950℃时，TA5-A板材的抗拉强度和塑性达到良好匹配，见图5。

图5 不同温度热轧后TA5-A板材的力学性能
TA7钛合金
TA7合金的名义成分为，相变点1040~1090℃，TA7ELI相变点
~1010℃。

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500℃，短期工作温度可达800℃。

该合金在成形时变形抗力大，在α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（-253℃）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TA7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
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α相
图2 TA7合金α相区加工后的退火组织，白色α相具有弯曲变形的特征图3 TA7合金β相区（1170℃/ 30min空冷）固溶处理，晶间β+全片层β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，2012，3:74-77
研究方法：在6300KN四柱液压机上对φ20mm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1035℃。

在980~1040℃、~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1040℃，应变速率 s-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
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,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):44-46
Ti811合金是美国20世纪50年代研制的一种近α钛合金，中国牌号为TA11，可在450℃条件下长期使用，其名义成分为Ti8Al1Mo1V，相变点~1040℃。

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α稳定元素A l ，而β稳定元素M o 、V 的含量较少，由于保持了α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α+β型合金的特性。

TA11合金的力学性能如表1，常见的微观组织如图1-图6：
表1 TA11合金力学性能
图1 TA11合金经1010℃/1h油淬+590℃/ 20min空冷处理，双态组织
图2 TA11合金经1100℃/1h空冷处理，针状完全β转变组织
图3 TA11合金棒1010℃/1h空冷+580℃/ 8h空冷处理：
等轴α+少量β转变组织
图4 TA11合金棒经两相区精锻加工态：拉长的条状α组织
图5 TA11合金两相区加工+1000℃退火形成的双态组织：
在转变的β基体（暗）上含有细针状α及等轴初生α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α（亮）+少量晶间β（暗）
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): 1334-1337
Ti-600合金（Ti-Al-Mo-Sn-Zr-Si-Y系，相变点~1010℃）是西北有色金属研究院研制的一种新型近α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600~650℃下长期使用。

Ti600高温钛合金板材组织性能
研究方法：经真空自耗电弧炉两次重熔，制成φ150 mm 的25 kg 铸锭。

经测试，Ti600合金相变点温度为1015℃。

锭坯经1150℃锤锻成28 mm厚板坯。

轧制：A ：板坯→加热至995 ℃，保温30 min →常规轧制；
B ：板坯→β区淬火，1060℃/30 min ，水淬(WQ) →加
热至995 ℃，保温30 min →常规轧制。

即B 比A 多了一道β区淬火。

热处理：H 1：板材→1060℃/2 h，空冷→650℃/8 h，空冷；
H 2：板材→1008℃/2 h，空冷→650℃/8 h，空冷；
H 3：板材→990℃/2 h，空冷→650℃/8 h，空冷；
a）Ti600高温钛合金板材室温拉伸性能
由表1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
b）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α比例越来越少，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β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350μ m ）；而A 工艺片层组织团束的尺寸较小（约150μ m），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/H1
CT20低温钛合金
CT20合金是西北有色金属研究院研发的一种Ti-Al-Mo-Zr系近α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。

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（800℃/1h）管材可进行冷弯处理。

相变点
~915℃，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β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α+片层β转变组织
图3 CT20钛合金退火态组织：等轴α（亮）+少量β（暗）
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):27-30
Ti230合金是英国研制的一种近α钛合金，名义成分为，中国牌号为TA13。

合金相变点~895℃。

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α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，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 mm厚的Ti-230钛合金冷轧薄板。

板材分别经650，700，750，790℃不同温度退火，保温时间均为30min，冷却方式为空冷。

然后在790℃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 ℃退火后的室温力学性能见图1。

该合金的室温抗拉强度在544~571MP之间，屈服强度在454~484MPa之间，随着退火温度的升高，板材的强度呈递增的趋势，790℃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790℃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790℃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轴组织。

在其组织内部都有析出的Ti2Cu粒子。

图3 Ti-230合金冷轧板（变形量%）退火态790℃/30min空冷
图4 Ti-230合金热轧板退火态790℃/30min空冷
TA15钛合金[]
BT20合金是前苏联研制的一种近α钛合金，中国牌号为TA15，名义成分为Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V，相变点990~1020℃。

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。

退火工艺对TA15组织性能的影响[]
[]吕逸帆, 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995℃。

试验分为两组，第1组为单重退火热处理：700℃×2h/AC,
780℃×2h/AC, 860℃×2h/AC, 940℃×2h/AC, 1020℃×1h/AC, 1100℃×1h/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℃×2h/AC+780℃×2h/AC, 1100℃×1h/AC+940℃×2h/AC+780℃
×2h/AC。

a)不同退火工艺的组织
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α相+转变β相构成, 如图1( a)、( b)、( c)所示。

在800℃
以上温度退火, 合金组织不但会发生α相和β相的再结晶, 同时还会发生较明显的α向β相转变, 所以860℃退火后合金组织中已经有明显的针状次生α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α相+针状次生α相+β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粗大的魏氏组织, 主要由针状α+β相和原始β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500℃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780℃退火的高温强度比700℃退火高, 1100℃退火的高温强度比1020℃退火的低。

另外, 二重、三重退火后合金高温强度均比940℃、1100℃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
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, 2004,1:8-11
研究方法：材料为TA15棒材，相变点为995℃，高倍组织为粗晶片状组织, β晶粒尺寸为100～1500μm。

坯料尺寸为φ80mm×100mm。

选取930℃，950℃，970℃，1030℃和1080℃，一火镦饼至50mm高度, 空冷。

饼坯均经过800℃/ 2h, 空冷处理。

a)TA15棒材经不同温度变形后的组织
β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1030℃, 1080℃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组织。

晶界α连续, 原始β晶内具有不同取向的α集束。

难变形区域的原始β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β晶粒, 原始β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α局部破碎; ( 2)晶内α形态变化分两种情况。

第一, 930℃, 950℃变形时, 晶内α片由于α+ β区加热而粗化, 且950℃变形比930℃变形时α片粗大。

第二, 980℃变形时出现初生片状α和次生片状α, 初生片状α较厚。

在自由变形区或剧烈变形区, 原始β晶粒和α片被压扁, 沿着金属流动方向拉长、破碎、球化。