Ti-7333合金由于其高比强度、高弹性模量、及优异的塑性加工能力等一系列优异的综合性能,使其成为航空航天领域高强钛合金结构件潜在的选材之一。同时,为了探索Ti-7333合金在高强钛合金紧固件方面的应用前景,需对其热轧组织特征及后续热处理对其组织性能等的调控规律等进行研究。本文以热轧Ti-7333合金为研究对象,采用SEM、EBSD、TEM和晶体学计算等方法分别对热轧合金的组织特征、固溶处理过程中热轧Ti-7333合金的组织演变及不同热处理路径条件下α相的析出行为等进行研究。本文的主要研究内容及获得的结论如下:Ti-7333合金经热轧变形后,β晶粒被拉长且呈现明显的择优取向,包括αbcc-fiber织构（{112}<110>和{111}<110>）和立方织构{100}<001>。通过迹线法和晶体学计算,确定变形后基体中形成的大量位错类型为{110}<111>刃型位错。由于热轧变形的作用,变形β晶粒内存在α相变体选择现象,且α变体之间成＜1120＞α/60°的取向关系。同时,热轧过程引起合金动态再结晶的发生,经分析大部分的再结晶晶粒在弯曲晶界处形成,且保持着与变形基体相近的取向,并最终导致再结晶晶粒织构组分与变形晶粒的织构组分类似,表明热轧过程中的再结晶晶粒主要是由应力诱导晶界迁移机制控制形成的。研究了固溶处理过程中热轧Ti-7333合金组织特征和织构的演变规律。820℃两相区固溶处理初期,热轧合金主要以回复为主,随着保温时间的延长,再结晶过程逐渐进行且较为缓慢,当保温时间达到30 min后,基体的再结晶过程还未完成。相较于在900 ℃单相区固溶处理初期,合金的再结晶分数与两相区保温30 min后的相当,同时发现合金在820 ℃两相区处理初期,形成的再结晶晶粒大部分保持<110>//RD的取向特征,经分析这与固溶过程中再结晶晶粒是由应力诱导晶界迁移机制控制形成有关。而在900 ℃单相区保温初期,基体取向已逐渐随机。随着保温时间的延长,合金主要发生的是晶粒的长大。对固溶过程中热轧Ti-7333合金的再结晶动力学进行分析,发现合金在固溶处理条件下再结晶形核方式为饱和式形核,经计算其再结晶激活能QRX=255.74 k J/mol,且随着保温时间的延长,晶粒长大速率和晶界迁移速率均减少,最终表现为合金再结晶速率的降低。研究了直接时效处理条件下全β组织Ti-7333合金中α相的析出行为。首先,对全β组织中的位错等亚结构进行表征,发现经过β固溶处理后的基体中保留有大量的{110}<111>刃型位错。随后,对全β组织的合金进行直接时效处理,发现α相首先在晶界析出,随后是晶内α相和晶界魏氏体α相的析出。同时,通过对β相到α相相转变特征的研究发现,该相变过程中在β相{112}β面沿<111>β方向会产生较大的相变切应变,且该相变应变最终导致了β晶粒内α相变体之间形成V字形或者三角形的形貌组合。对晶界α相的变体选择现象进行了研究,一方面为了减少β相到α相相转变的相变应变,另一方面为了减少晶界能,晶界平面趋于选择与其越接近平行的两侧β晶粒{112}β面对应的变体。对晶界魏氏体α相的变体选择进行了研究,发现晶界魏氏体α相的变体选择是晶界α相和晶界附近位错共同作用的结果。当晶界附近存在单一的{110}<111>位错时,晶界魏氏体α相取向与晶界α相取向不同,则该晶界魏氏体α相是由感生形核机制控制形核的;当晶界附近存在不同的{110}<111>位错时,晶界魏氏体α相取向与晶界α相取向相同,则该晶界魏氏体α相是由界面不稳定机制控制形核的。将全β组织的Ti-7333合金以3 k/℃的速率进行慢速升温实验,研究连续升温处理过程中全β组织的相转变行为。研究发现,当升温至350 ℃,在[110]β衍射轴下获得的衍射图谱中的1/3{112}β和2/3{112}β处存在明显的衍射斑点,结合暗场像操作可知,在该升温温度下基体中产生了大量的椭球形形貌的ω相。对ω/β界面进行研究,发现该界面为共格界面,错配度δ≈2.824%。当升温至450 ℃时,在[110]β衍射图谱中除了1/3{112}β和2/3{112}β处的衍射斑点外,在1/2{112}β处也出现了衍射斑点,表明在该条件下有α相的析出,同时通过暗场像分析可知,α相是在ω/β界面附近形核生长。结合相变应变的分析可知,ω→α相转变的相变应变远大于β→α相转变应变,表明α相来源于β相。与此同时,β→ω相变应变对β→α相变应变具有协调作用,具体表现为ω相转变在<112>β方向上的伸长(e22>1)可以协调α相转变在<112>β方向上的收缩(e22<1);且在<110>β和<111>β方向的伸长可以协同α相转变在这些方向上的伸长。另外,ω相在局部区域对α相具有变体选择作用,表现为一个ω变体促进相互成[0001]/10.53o取向关系的α变体的产生。在整个慢速升温过程中,ω相对α相起到显著的细化作用,并且导致α/β界面接近共格界面,错配度δ≈5.34%。整个连续升温过程中,α相形貌的演变特征可以归结为:细小板条状→透镜状→短棒状→椭球状。