近 α 型高温钛合金拥有优于高温合金和钢的比强度以及良好的高温机能
，是航空航天制作领域的重要 高温结构资料
，可用于制作服役温度高达600℃的零部件 [1~4] 。
。Ti60钛合金是我国自主研发的一种600℃ 高温钛合金
，其棒材、、锻件和板材的出产已具备工业化批量供货能力 [5~12] 。
。

钛合金拥有对称性较低的密排六方结构
，容易启动的滑移系有限
，在轧制过程中晶粒趋于形成相近的取 向
，即容易形成织构。
。钛合金板材中最常见的两类织构是晶体学 c 轴集中于板材横向(Trans-verse Direction
，TD方向)的T型织构和和{0001}基面靠近平行于板面的B型织构 [13] 。
。目前针对钛合金板材织构 的钻研
，重要集中在纯钛和Ti-6Al-4V合金。
。Williams D.N.等 [14] 钻研了纯钛的轧制织构
，以为冷轧织构 的形成是滑移变形和 {112 - 2} 孪晶共同作用的了局；；；对于热轧的Ti-6Al-4V合金
，在分歧温度下轧制形成 的织构类型有较大的差距
，随着轧制温度的升高{0001}晶面逐步左袒板材横向
，即形成T型织构 [15] 。
。 Frederick等钻研发现
，换向轧制形成不变的B型织构 [16] 。
。织构的存在
，使资料的侵蚀机能 [17] 、、超声 波传导速度 [18] 等物理化学机能和各项力学机能 [18, 19]阐发出显著的各向异性。
。这方面的钻研重要集 中在常用的Ti-6Al-4V合金。
。T型织构较强的板材横向阐发出较高的屈服强度、、弯曲强度以及较高的委顿寿命
，但是拉伸和弯曲塑性较低 [20, 21] ；；；由于委顿裂纹扩大时偏差于沿[10 1ˉ 0]晶向
，与轧制方向呈分歧 夹角的试样中委顿裂纹与加载轴的角度也分歧 [22] ；；；织构还导致板材分歧方向上的断裂韧性出现差距
，当 柱面<a>滑移{10 1ˉ 0}<11 2 ˉ 0>和锥面<a+c>滑移{11 2ˉ 2}<11 2 ˉ 3>与 平面应变状态下的最大剪应力平面平行时
， K 1c 值较高 [23] 。
。这批注
，织构对钛合金的各项机能有重要 的影响
，是钛合金出产和现实利用中不成忽视的成分。
。

但是目前使用温度在500℃及其以上的高温钛合金重要是近 α 型钛合金
，如俄罗斯的 BT25y(550℃)、、 美国的Ti6242(520℃)和Ti1100(600℃)、、英国的 IMI834(600℃)及中国的 Ti55(550℃)和 Ti60(600℃)等。
。 这类合金与纯钛和Ti-6Al-4V合金都有较为显著的差距：与纯钛相比
，由于其Al当量较高
，在变形过程中没 有显著的孪晶变形；；；与Ti-6Al-4V合金相比
，由于 β 不变元素含量极度低
，重要在高温下轧制成形
，随着 轧制工艺尤其是温度的变动变形织构和转变织构的相对比例变动更大
，对组织和机能的影响较为复杂。
。目前 针对近 α 型高温钛合金板材织构的有关钻研工作
，文件报道比力少 [24] 。
。由于高温钛合金板材重要用于 制作先进航空发起机和超大声速飞行器的高温承力结构
，其组织和机能的均匀性对零件的使役机能有重要的 影响。
。为了保障高温钛合金板材质量
，有必要对其显微组织、、织构类型及其与力学机能的关系发展深刻的研 究。
。本文钻研分歧热处置前提下的强T型织构Ti60钛合金板材的显微组织、、织构类型演化法规和力学机能
， 以明确其力学机能与显微组织和织构的内涵联系。
。

1、、 尝试步骤

尝试用Ti60合金的名义成分为Ti-5.7Al-4.0Sn-3.5Zr-0.9Mo-0.4Nb-1.0Ta-0.4Si(%
，质量分数)。
：辖 经二次真空自耗熔炼
，用金相法测得的 β 转变温度为1040?C。
。铸锭制成板坯后
，在 β 单相区轧制减薄至 厚度 20 mm
，而后在 1030℃沿统一方向轧制为5 mm厚板材。
。

选取700℃/5h/AC、、980℃/2h/AC、、1030℃/2h/AC和1050℃/15 min/AC四种工艺对板材进行热处置
，别离 对应 α 单相区、、低两相区、、高两相区和 β 单相区
，对应编号别离为HT- α 、、HT- αβ L、、HT- αβ H 和HT- β 。
。对轧态和四种热处置态的板材均进行显微组织和织构分析
，观察地位均为板面(R-T 面)1/2 厚 度处。
。试样理论经预磨、、精磨、、抛光后使用体积比为HF:HNO 3 :H 2 O=1:1:50 的金相侵蚀剂侵蚀
，用 Axio-vert 200MAT金相显微镜观察显微组织
，用D8 Dis-cover X射线衍射仪检测分析板材织构。
。由于Ti60合 金在室温下仅残留极少量 β 相
，因而只测定 α 相{0002}、、{10 1ˉ 0}和{10 1 ˉ 1}晶面的不齐全极图
，再归一化得到全极图。
。沿板材TD和RD方向别离取样
，加工标距段直径为3 mm、、长度15 mm的拉伸试样
，研 究板材的各向异性。
。拉伸试验在Zwick Z050电子拉伸机上进行
，加载速度为150 MPa/min。
。

使用带有Oxford EBSD探头的ZEISS MERLINCompact场发射扫描电镜采集板材EBSD数据
，使用Channel 5 软件分析数据。
。将试样理论用2000#水磨砂纸打磨平坦后使用50 nm SiO 2 乳浊液抛光
，随后用金相侵蚀剂 进行深度侵蚀
，再反复抛光后用离子刻蚀步骤去除理论应力。
。

2、、 尝试了局

2.1 显微组织随热处置温度的变动法规

图1给出了分歧热处置状态板材的显微组织。
。

由图 1a 和图 1b 可见
，轧态组织和 α 单相区热处置(HT- α )组织没有显著的差距
，均为由等轴或 拉长的 α相、、细条状 α 相和残留 β 相组成的混合组织。
。这种组织是两相区变形的了局
，可以为是变形 态的双态组织；；；在低两相区热处置(HT- αβ L)后
，板材组织转变为典型的双态组织
，在板材的原始组织中 等轴或拉长的 α 相锯齿状边缘变滑润
，并产生显著的球化、、长大；；；等轴 α 相的数量显著增长
，巨细产生 分化；；；新出现的藐小等轴 α 相为轧态组织中板条状 α 相再结晶的了局 — — 部门产生再结晶后等轴化
，其余转化为β 相
，在冷却过程中产生 β → α 相变
，天生玄色衬度的由藐小条状 α 相和残存 β 相 组成的 β 转变组织；；；在高两相区热处置后(HT- αβ H)板材中等轴 α 相体积分数削减到约5%
，大无数等 轴 α 相存在于原始 β 晶界及其左近区域
，原始 β 晶粒尺寸在400 μ m到800 μ m之间
，较HT- αβ L 板材显著增大；；；在 β 相区热处置(HT- β )后板材的组织为片层组织
，没有等轴 α 相
，原始 β 晶粒尺 寸与HT- αβ H板材靠近
，可观察到陆续的晶界 α相。
。综上所述
，轧态和HT- α 板材为变状态的双态组织
，HT- αβ L和HT- αβ H板材为热处置再结晶双态组织
，HT- β 板材为片层组织。
。

图1 分歧热处置状态Ti60钛合金板材的显微组织

Fig.1 Microstructures of as-rolled and heat treated Ti60 plates (a) as-rolled, (b) HT- α , (c) HT- αβ L,(d) HT- αβ H, (e) HT- β

2.2 织构随热处置温度的变动法规

图2给出了分歧热处置前提下板材的{0002}极图。
。由图2a~c可见
，轧态板材经HT- α 和HT- αβ L处置 后织构类型和强度根基未产生扭转
，{0002}晶面法向(即晶体学c轴方向)在TD方向左近形成集中取向
，为典 型的T型织构
，最大极密度值在8.9~10
，批注织构较强；；；经HT- αβ H处置后TD方向依然有较为集中的 {0002}晶面取向
，最大极密度值约为6
，织构强度较轧态、、HT- α 和 HT- αβ L 处置的板材有所降低。
。同时
，在板面法向ND左近形成较强的 {0002}集中取向
，c轴方向偏离ND向RD方向20~30?
，最大极密度值可达8.56
，属于B型织构特点
，板材整体表 现为由T型织组成分和近B型织组成分组成的混合织构类型；；；HT- β 处置后板材ND方向左近的近B型织组成分 与HT- αβ H处置后的情况类似
，但是在板材TD方向未观察到{0002}集中取向
，而在RD方向出现{0002}集中取向
，最大极密度值约为6.8。
。为了区 别于前述常见的T型织构
，本文将这种在RD方向出现的{0002}集中取向称为R型织构。
。由此可见
，随着热处置 温度由 α 相区(HT- α )升高到 β 相区(HT- β )板材中的T型织组成分逐步隐没
，并逐步形成近B型织构 成分和R型织组成分。
。

图2 分歧热处置状态Ti60钛合金板材的{0002}极图

Fig.2 (0002) pole figures of as-rolled and heat treated Ti60 plates (a) as-rolled, (b) HT- α , (c) HT- αβ L,(d) HT- αβ H, (e) HT- β

2.3 室温强度随着热处置制度的变动

图3给出了分歧状态Ti60钛合金板材的室温强度。
。与轧态板材相比
，HT- α 板材的屈服强度 (YieldStress
，YS)和抗拉强度(UltimateTensileStress
，UTS)根基维持不变；；；在两相区热处置后(HT- αβ L和HT- αβ H)板材的屈服强度和抗拉强度比轧态显著降低
，一样方向上(RD或TD)屈服强度降低140 MPa以 上
，抗拉强度降低可达 200 MPa 左右；；；但是 HT- αβ L 和 HT-αβ H板材室温强度水平相当
，后者只比 前者逾越20MPa左右
，批注 α ＋ β 两相区热处置双态组织初生 α相体积分数变动对强度影响不大
，与文 献[25]的了局一致；；；热处置温度超过 β 相变点后
，HT- β 板材RD方向上的屈服和抗拉强度与HT- αβ H 相比相当或略有提高
，但是TD方向屈服和抗拉强度与HT- αβ H比显著降低
，降落幅度近100 MPa。
。

图3 分歧热处置状态Ti60钛合金板材TD和RD方向室温强度

Fig.3 Tensile properties at room temperature of Ti60 plates after different heat treatment (a) Yield stress,(b) Ultimate tensile stress, (c) YS TD -YS RD , (d) UTS TD -UTS RD

图3c和d为别离给出了TD和RD两个方向屈服和抗拉强度差随热处置温度升高的变动法规。
？Ｄ芄豢闯
，除 HT- β 板材外
，其余板材均阐发为TD方向强度高于RD方向。
。由图3c可见
，轧态和HT- α 板材TD与RD方向上 屈服强度的差值仅约为20 MPa
，而HT- αβ L和HT- αβ H板材两个方向上的差值均约为100 MPa
，热处置 温度超过 β 相区后板材的各向异性景象产生回转
，HT- β 板材 RD 方向的屈服和抗拉强度变得高于TD方 向
，TD与RD方向强度差值约为-35 MPa左右。
？？估慷鹊牟钪狄膊⒊隼嗨频谋涠飨(图3d)。
。这批注
，在 两相区及以上高温热处置对板材室温强度的各向异性有显著的影响。
。

3、、 会商

3.1 热处置温度对织构的影响

从图1显微组织变动法规和图2织构的演化法规能够发现
，两者存在显著的有关性：与轧态组织相比
，显 微组织未产生显著的变动(HT- α )或双态组织中等轴初生 α 相体积分数较高(HT- αβ L)时
，织构类型 和强度根基维持不变；；；当产生显著的 α → β → α相变时即显微组织中等轴初生 α 相体积分数显著降 低
， β 转变组织体积分数显著增长时织构类型产生显著的变动。
。由此可揣度
，板材中织构产生扭转的重要 原因是 β → α 相变天生的次生 α 相形成了新的取向。
。

图4 HT- αβ L和HT- αβ H热处置后板材组织的EBSD分析

Fig.4 EBSD analysis results of HT- αβ and HT- αβ H plates (a) FSD map of HT- αβ L plate, (b) IPF map of HT- αβ L plate, (c) FSD map of HT- αβ H plate, (d) IPF map of HT- αβ H plate

为了明确热处置过程中 β → α 相变对织构影响的具体机制
，对HT- αβ L和HT- αβ H板材进行了 EBSD分析
，观察地位仍为R-T面1/2厚度处。
。图4给出了HT- αβ L和HT- αβ H板材EBSD观察区域的前置背 散射探头(Fore Scatter Diodes, FSD)成像描摹图和反极图散布图(Inverse Pole Figuremap, IPF)。
。由图 4a可见
，HT- αβ L热处置后形成的双态组织中仅有少量由 β → α 相变天生的片层状次生 α 相。
。图4a 中随机拔取了两个区域(图中白色虚线圆圈)
，与图4b中对应地位的IPF散布图比力批注
，新天生的片层状次 生 α相取向与周围的等轴 α 相取向极度靠近。
。这批注
，在低两相区热处置过程中高温 β 相体积分数较 低且被大量初生 α 相包抄
，冷却过程中产生 β → α 相变时形成与周围初生 α 相相近的取向；；；在该热 处置前提下初生 α 相重要阐发为长大和球化
，其取向必然与原状态一致
，因而板材织构根基维持不变；；；经 HT- αβ H处置后板材中绝大无数 α 相转变为 β 相
，渣滓体积分数约5%(图1d)。
。图4c中有3个原始 β 晶粒
，在对应的IPF散布图(图4d)中3条原始 β 晶界用玄色虚线标 出
，别离象征为A、、B、、C。
。在图4c晶界B左近有等轴初生 α 相(白色虚线圈内所示)
，由IPF图可见
，晶粒2中 与该等轴初生 α 相颗粒相邻的次生 α 相集束与之维持了一样的取向
，但与晶粒2内其它次生 α 相集束 的取向差较大
，集束间取向差最约莫为90?。
。晶粒3中箭头所示初生 α 相与其周围的次生 α 相也维持了相 同取向；；；晶粒3与晶粒2中两个等轴初生 α 相颗粒存在较大取向差
，使两个原始 β 晶粒内对应区域的次生 α 相也出现较大的取向差。
。晶界C两侧不存在初生 α 相
，在其两侧的晶内形成了多种取向的次生 α相集 束。
。综合以上了局
，与原始 β 晶界邻接的初生 α相强烈影响次生 α 相的变体选择
，二者偏差于形成相 同或相近的取向；；；而当原始 β 晶界处不存在初生 α相时变体选择较弱
，容易形成多种取向的次生 α 相 集束
，阐发为新织组成分的出现。
。

结合图2d可知
，HT- αβ H处置后新形成的近B型织构强度较高
，批注不受初生 α 相影响的次生 α 相也偏差于形成相近的特定取向。
。凭据Burgers取向关系：{110} β //{0001} α
，[111] β //[11 2ˉ 0] α
，β 相转变为 α相时有12种变体
，这12种变体c轴的夹角与 β 相中{110}晶面间的夹角一致
，有0? 、、60?和90?三种情况 [26]
，但是 β 相织构会对变体选择产生重要影响 [27,28] 。
。当相邻 β 晶粒{110} 晶面取向比力靠近时
，次生 α 相将选择形成{0001}面与两侧晶粒{110}晶面取向差最小的取向。
。由于 β -Ti为bcc结构在轧制过程中容易形成{110}面平行于板面的织构
，在冷却至室温时残留的 β 相保留高温变形时形成的取向。
。多项钻研表 明
，在热处置前提下形成的 β 相与室温下原始组织中的 β 相取向相近。
。这意味着
，热处置形成的β相将 重现其高温轧制实现时的织构。
。由此可揣度
，本文中HT- αβ H处置后新形成的近B型织构极可能源于高温 轧制变形产生的 β 相变形织构。
。但是
，由于Ti60合金为近 α 型钛合金
，保留到室温的 β 相极少
，很难 用XRD或EBSD测定其取向
，而高温 β 相的取向也难以直接测定。
。

综上所述
，Ti60合金板材在热处置过程中织构的演变与 α → β → α 相变亲昵有关
，热处置温度下 的初生 α 相含量是决定是否形成新织组成分的重要成分
，初生 α 相周围的次生 α 相会形成与之一样或 靠近的取向
，不存在初生 α 相的原始 β 晶界天生的次生 α 相可形成多种取向的集束
，本文中近B型织 构的出现很可能与高温轧制过程中产生的 β 相的织构有关。
。

3.2 热处置影响室温强度的内涵机制

本文中热处置温度对板材室温强度的影响重要表此刻两个方面：1)对板材室温强度变动幅度的影响。
。板 材室温强度经 α 单相区热处置后根基不变
，两相区热处置后显著降低
， β 相区热处置后进一步降低。
。根 据强度降低的幅度
，单相区到两相区过渡强度降低幅度最大；；；两相区初生 α 相体积分数由高到低变动
，强 度变动幅度不大；；； β 单相区热处置后TD

方向强度再次出现较大幅度降低
，但是小于 α 单相区到 α + β 两相区强度降低幅度。
。凭据钛合金 显微组织类型的界说
，图1中除(e)为片层组织外
，其余四种组织均可归属于双态组织。
。对双相钛合金固溶热 处置的钻研发现
，双态组织中初生 α 相的体积分数对室温强度的影响不大 [25]
，但是 α 相板条厚度的 影响较大 [29~31] 。
。本文中各热处置板材显微组织和室温强度的变动批注
，在两相区和 β 相区热处置后 的板材室温强度变动情况与文件了局相符；；； α 相区到两相区过渡
，显微组织及织构类型并未产生重大扭转
，室温强度大幅降落且降幅超过两相区过渡到到 β 单相区后强度的降低幅度。
：芟灾
，仅用显微组织类型 和织构的变动不能合理诠释该景象。
。2)对板材各向异性水平的影响。
。在热处置温度较高的板材中室温强度的 各向异性更显著一些。
。各向异性是织构引起的
，而图2批注
，HT- αβ L板材与轧态和HT- α 板材中织构类 型及强度根基一致
，但是其TD和RD两个方向室温强度的差值却显著高于HT- α 板材(图3c和d)。
。对比HT- α β L板材、、HT- αβ H板材和HT- β 板材又发现
，固然三种板材显微组织和织构均 较大的差距
，但是TD和 RD方向强度差的变动与强度的变动趋向一样(图3a~d)。
。这批注
，板材各向异性变动也不能仅由显微组织类型 变动及织构变动诠释。
。

除了显微组织和织构两个比力显著影响成额外
，一个比力容易忽略的成分是晶内亚结构。
。晶内亚结构存 在于变形组织中
，是滑移启动和位错活动必要克服的首要故障。
。本文中板材强度最大幅度的降低呈此刻单相 区到两相区热处置的过渡阶段
，TD和RD方向强度差值由小变大
，也呈此刻这个区域
，该区域也是晶内亚结构 由大量存在到解除的过渡区
，因而分析强度和各向异性的异常变动
，晶内亚结构是首先该当思考的成分。
。

为了钻研晶内亚结构
，选取EBSD技术对轧态、、HT- α 、、HT- αβ L和HT- αβ H四种状态板材中随机 选择的区域进行终部门取向差(Local Misorientation, LM)分析。
。由于LM值是将一个像素点的取向与周围8 个像素点比力得出均匀取向差
，其内容上表征的是晶内取向差(图 5)。
。由 LM 值散布图可见
，轧态和HT- α 板材中LM值在1-5?之间呈靠近正态散布
，而HT- αβ L板材和HT- αβ H板材中LM值集中于小于1?的区间。
。晶内取向差小于1?时不存在亚结构
，而 取向差在1~10?之间时存在亚晶。
。由此可见
，轧态和HT- α板材晶粒内部存在显著的亚晶结构
，而HT- αβ L 板材和HT- αβ H板材中由于高温热处置解除了亚晶结构
，导致 α 单相区到 α ＋ β 热处置过渡阶段室 温强度显著降低；；；这批注
，晶内亚结构是导致HT- αβ L板材室温强度较轧态和 HT- α 板材显著降低的主 要原因。
。同时
，轧态和HT- α 板材中的晶内亚结构使RD方向本应容易开动的柱面a->滑移受到故障变得 难以启动
，或在启动后很快受到晶内亚结构的故障
，使正本应该较低的室温强度升高
，而TD方向上的滑移依 然由于Schmid因子较小的缘故难以启动滑移
，因而缩小了两个方向上的强度差值；；；而在HT- αβ L板材和 HT- αβ H板材中晶内亚结构的作用能够不思考
，a ->滑移 容易启动
，板材阐发出应有的各向异性水平。
。由此可见
，晶内亚结构的另一个作用是减弱了织构导致的各向 异性。
。

图5 含T型织构Ti60钛合金板材的LM分析了局

Fig.5 LM results of Ti60 titanium alloy plates containing T-type textures (a) as-rolled, (b) HT- α ,(c) HT- αβ L, (d) HT- αβ H

在 α ＋ β 两相区到 β 单相区热处置变动过程中
，Ti60合金板材RD和TD方向的室温强度阐发出分歧 的变动趋向：TD方向强度先小幅升高、、超过 β 相变点后显著降低
，而RD方向屈服强度根基维持不变、、抗拉 强度阐发出升高的趋向
，以至于在HT- β 前提下
，RD方向强度甚至高于TD方向45 MPa左右(图3)。
。

该景象重要与热处置温度升高后引起的织构变动有关。
。拥有双态组织的 α ＋ β 或近 α 钛合金
，随 着初生α相体积分数的降低强度微幅升高的景象在好多文件中均有报道 [25] ；；；在 β 相变点以上热处置
， 由于原始晶粒尺寸急剧长大
，强度出现小幅降低、、塑性出现较大幅度的降低也是能够预期的。
。由于高度合金 化
，Ti60合金在拉伸过程中极少出现孪晶
，变形重要依附{100}<110>柱面滑移和{0001}<110> 基面滑移两个滑移系
，在不思考晶体缺点的情况下
，滑移启动的难易水平重要由Schmid因子决定。
。由于柱面 和基面滑移的滑移方向均为<110>
，当加载方向与c轴靠近平行时其Schmid因子都很低
，不利于滑移开 动
，强度较高
，而当加载方向与c轴靠近垂直时柱面滑移容易开动
，强度较低。
。凭据图2的织构分析了局
， HT- β 板RD方向强度高于TD方向、、其它板材TD方向强度高于RD方向
，均缘于拉伸加载方向与集中取向晶粒 的c轴靠近平行。
。HT- β 热处置后RD方向为 α 晶粒c轴取向集中方向
，使该方向室温强度维持了与 α ＋ β 两相区热处置相当的水平
，而TD方向为与c轴集中取向垂直的方向
，低Schmid因子和粗壮原始 β 晶粒两 个成分的双重作用使室温强度再次出现较大幅度降低。
。

这些了局批注
，晶内亚结构是决定Ti60合金板材室温强度水平的重要成分
，轧态和HT- α 处置板材中 存在显著的亚结构
，二者的室温拉伸强度根基一样
，显著高于不存在亚结构的HT- αβ L、、HT- αβ H和 HT- β 板材；；；在两相区热处置
，随着温度的升高板材强度小幅提高
，重要归因于显微组织中初生 α 相体 积分数削减使 β 转变组织得到Al元素的固溶强化；；； 织构和粗壮 β 晶粒的共同作用使HT- β 热处置后TD方向强度显著降低；；；织构是导致板材TD和RD两个 方向上强度存在差距的重要原因
，但是晶内的亚结构对容易启动的故障滑移系形成故障
，减弱其各向异性。
。

4 、、结论

(1) 热处置温度对强T型织构的Ti60钛合金板材的显微组织和织构类型有显著的影响。
。在 α 单相区热 处置后
，板材显微组织和织构根基不变；；；随着热处置温度由 α + β 两相区升高到 β 单相区等轴初生 α 相的体积分数削减直至齐全转变为片档次生 α 相
，T型织组成分逐步隐没并形成新的织构。
。

(2) 热处置温度下的初生 α 相含量是决定能否形成新织组成分的重要成分：初生 α 相的大量存在使 新天生的次生 α 相的取向与之相近；；；初生 α 相较少对次生 α 相的取向选择影响减弱
，次生 α 相的 {0001}晶面易形成新的集中取向
，与高温轧制形成的 β 相织构有关。
。

(3) 板材的室温强度重要受晶内亚结构的影响：α 单相区热处置未解除轧态板材中的晶内亚结构
，室 温强度根基维持不变；；； α + β 两相区和 β 单相区热处置解除了晶内亚结构
，室温强度显著降落。
。两相 区和 β 单相区热处置后板材室温强度的变动
，受显微组织中次生 α 相的影响较大。
。

(4) 织构是导致板材TD和RD两个方向上强度产生差距的重要原因
，晶内亚结构故障容易启动滑移系的启 动
，从而降低其各向异性。
。

参 考 文 献

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