钛合金的相变及热处理
第4章钛合金的相变及热处理
可以利用钛合金相变诱发的超塑性进行钛合金的固态焊接，接头强度接近基体强度。4.1 同素异晶转变
1.高纯钛的β相变点为88
2.5℃，对成分十分敏感。在882.5℃发生同素异晶转变：α（密排六方）→β（体心立方），α相与β相完全符合布拉格的取向关系。
2.扫描电镜的取向成像附件技术（Orientation-Imaging Microscopy , OIM）
3.α/β界面相是一种真实存在的相，不稳定，在受热情况下发生明显变化，严重影响合金的力学性能。
4.纯钛的β→α转变的过程容易进行，相变是以扩散方式完成的，相变阻力和所需要的过冷度均很小。冷却速度大于每秒200℃时，以无扩散发生马氏体转变，试样表面出现浮凸，显微组织中出现针状α′。转变温度会随所含合金元素的性质和数量的不同而不同。
5.钛和钛合金的同素异晶转变具有下列特点：
（1）新相和母相存在严格的取向关系
（2）由于β相中原子扩散系数大，钛合金的加热温度超过相变点后，β相长大倾向特别大，极易形成粗大晶粒。
（3）钛及钛合金在β相区加热造成的粗大晶粒，不像铁那样，利用同素异晶转变进行重结晶使晶粒细化。钛及钛合金只有经过适当的形变再结晶消除粗晶组织。
4.2 β相在冷却时的转变
冷却速度在410℃/s以上时，只发生马氏体转变；冷速在410～20℃/s时,发生块状转变；冷却继续降低，将以扩散型转变为主。
1.β相在快冷过程中的转变
钛合金自高温快速冷却时，视合金成分不同，β相可以转变成马氏体α′或α"、ω或过冷β等亚稳定相。
（1）马氏体相变
①在快速冷却过程中，由于β相析出α相的过程来不及进行，但是β相的晶体结构，不易为冷却所抑制，仍然发生了改变。这种原始β相的成分未发生变化,但晶体结构发生了变化的过饱和固溶体是马氏体。
②如果合金的溶度高，马氏体转变点M S降低至室温一下，β相将被冻结到室温，这种β相称过冷β相或残留β相。
③若β相稳定元素含量少，转变阻力小，β相由体心立方晶格直接转变为密排六方晶格，这种具有六方晶格的过饱和固溶体称六方马氏体，以α′表示。
④若β相稳定元素含量高，晶格转变阻力大，不能直接转变为六方晶格，只能转变为斜方晶格，这种具有斜方晶格的马氏体称斜方马氏体，以α′′表示。
⑤马氏体相变是一个切变相变，在转变时，β相中的原子作集体的、有规律的进程迁移，迁移距离较大时形成六方α′相，迁移距离较小时形成斜方α′′相。
⑥马氏体相变开始温度M S ；马氏体相变终了温度M f 。
⑦钛合金中加入Al、Sn、Zr将扩大α相区，使β相变点升高；V、Mo、Mn、Fe、Cr、Cu、Si将缩小α相区（扩大β相区），使β相变点降低。
⑧β相中原子扩散系数很大，钛合金的加热温度一旦超过β相变点，β相将快速长大成粗晶组织，即β脆性，故钛合金淬火的加热温度一般均低于其β相变点。
⑨β相稳定元素含量越高，相变过程中晶格改组的阻力就越大，因而转变所需的过冷度越大，M S
、M f越低。
⑩六方马氏体有两种组织形态。合金元素含量少时，M S 点高，形成块状组织，在电子显微镜下呈板条状马氏体；合金元素含量高时，M S点低，形成针状组织，在电子显微镜下呈针状马氏体。板条状马氏体内有密集的位错，基本没有孪晶；针状马氏体内有大量的细孪晶。
?钛合金的马氏体不能显着提高合金的强度和硬度。钛合金的马氏体α′的硬度只略高于α固溶体，对合金的强化作用较小。当合金中出现斜方马氏体α′′时，合金的强度、硬度、特别是屈服强度明显下降。
?钛合金的马氏体相变属于无扩散型相变，在相变过程中不发生原子扩散，只发生晶格重构，具有马氏体相变的所有特点。动力学特点是转变无孕育期，瞬间形核长大，转变速度极快，每个马氏体瞬间长到最终尺寸；晶体学特点是马氏体晶格与母相β相之间存在严格取向关系，而且马氏体总是沿着β相的一定晶面形成；热力学特点是马氏体转变的阻力很大，转变时需要较大的过冷度，而且马氏体转变的持续进行只能在越来越低的温度进行。
（2）ω相变
①当合金中元素含量在临界浓度附近时，快速冷却时，将在合金组织中形成一种新相—ω相，ω相尺寸很小，高度弥散、密集，体积分量可达到80%以上。ω相具有六方晶格，与母相共生，并有共格关系。
②当合金元素的原子与钛原子半径相差很小时，对ω相形状起作用的是表面能，ω相呈椭圆形；当合金元素的原子与钛原子半径相差较大时，对ω相形状起作用的是界面应变能，ω相呈立方体形。
③β→ω的转变是无扩散相变，极快的冷速也不能抑制其进行，晶格构造以无扩散的共格切变方式由体心立方改组为六方晶格，但ω相长大要依靠原子扩散。
④β稳定元素的浓度超过临界浓度的合金，淬火时不形成ω相,但可以得到亚稳定β相，亚稳定β相在500℃一下回火转变为ω相，称为回火ω相。将回火形成的ω相加热到较高温度，ω相会消失。
⑤ω相硬度很高，脆性很大，位错不能在其中移动，显着提高合金的强度、硬度、弹性模量，但使塑性急剧下降。当ω相的体积分数达到80%以上，合金会完全失去塑性；如果ω相的体积分数控制适当（50%左右），合金具有较好的强度和塑性的配合。
⑥ω相是钛合金的有害组织，加入铝能促进回火时α相形成，降低ω相的稳定性。（3）过冷β亚稳定相
当β稳定元素含量较高时，淬火时将保留β结构，称为β′相，即亚稳定β相。这种淬火属无多型性转变的淬火，即固溶处理。由固溶处理得到的高强度合金化β′相在随后的时效时可使合金显着强化。β′相在应力作用会发生马氏体转变使合金强化。
2.β相在慢冷过程中的转变
（1）α相的析出过程是一个形核和长大的过程，当冷却速度很慢时，由于产生的过冷度很小，晶核首先在晶界形成，并在晶界区长大成为网状晶界α，同时由晶界α向晶内生长，形成位向相同，并互相平行排列的长条状组织，一般称为平直的α组织。
（2）若冷却速度不够慢，则在晶粒内部也可形核，并长成α片丛；若冷速极慢，α在晶界形核，向晶内生长，贯穿整个晶粒。
3.钛合金的亚稳相图
（1）t0C k线为马氏体相变开始线，也称M s线；
（2）t0C1线为马氏体相变终止线，也称M f线。
（3）合金元素含量大于临界浓度C k
，但不超过某些成分范围的合金，淬火所得的亚稳态β相，受到应力作用将转变为马氏体，称为应力诱变马氏体。其具有低的屈服强度、高应变硬化速率及均匀伸长，并具有较高的塑性。
4.3 β相共析转变及等温转变
1.共析转变
(1)钛与β共析元素（铬、锰、铁、钴、镍、铜、硅）组成的合金系，在一定的成分和温度范围内发生共析反应，即：β → α + Ti x M y
(2)共析转变温度较高的合金系（钛与硅、铜、银等活性元素组成的合金系），共析反应容易进行而且反应极快，淬火都不能抑制其发生；共析温度越低，原子活动能力就越差，共析反应速度越慢。
(3)同一合金系中，β稳定元素含量越高的合金，共析反应速度越慢。
(4)与α-Ti形成间隙固溶体的元素氧、氮、碳降低β相的稳定性，加快过冷β相的分解过程；与β-Ti形成间隙固溶体的元素氢，阻碍过冷β的分解。
(5)共析转变产物对合金的塑性及韧性十分不利，并降低合金热稳定性。
2.等温转变
(1)在高温区保温时，β相直接析出α相。随等温分解温度降低，分解产物越细，α相弥散度越大，合金强度和硬度就越高。
(2)在低温区域（<450℃）保温时，由于原子扩散比较困难，β相不能直接析出α相而先形成ω过渡相，然后随等温时间的延长再转变为α相。
(3)随着加入的β稳定化元素含量的增加，C曲线向右下方移动。
(4)若加入α稳定元素（铝、氧、氮）则促使α相形核，加速β相分解，C曲线左移。
(5)提高固溶温度将增加过冷β相中的空位浓度，塑性变形则有利于α相在滑移带上析出，加速β相分解，C曲线左移。
4.4 时效过程中亚稳定相的分解
钛合金淬火形成的亚稳相α′、α′′、ω即过冷β相，在热力学上是不稳定的，加热会发生分解，最终的分解产物均为平衡组织α+β（或α+Ti x M y）。在时效分解过程的一定阶段，可以获得弥散的α+β相，使合金产生弥散强化，这就是钛合金淬火时效强化的基本原理。
1.马氏体的分解
(1)六方马氏体α′的分解
①含β同晶元素的钛合金按α′→β+α 方式分解
②含活性共析元素的钛合金按α′→过渡相→α+Ti x M y 方式分解
③含非活性共析元素的钛合金按α′→β→β+Ti x M y 方式分解
(2)斜方马氏体α′′的分解
斜方马氏体在300 ~ 400℃即发生快速分解，在400 ~ 500℃可获得弥散度高的α+β的混合物，使合金弥散强化。斜方马氏体在分解为最终的平衡状态产物α+β（Ti-β同晶型合金）或α+Ti x M y（Ti-β共析型合金）之前，要经历一系列复杂的中间过渡阶段。
2.ω相的分解
ω相是β稳定元素在α-Ti中一种过饱和固溶体，分解的最终产物是α+β相。
3.亚稳β相的分解
（1）当加热温度较低时，亚稳β相将分解为无数极小的溶质原子贫化区与其相邻的溶质原子富集区；随着加热温度升高或加热时间延长，则视β相化学成分不同从溶质原子贫化区中析出ω相或α′相，并最终形成α +β相组织。
（2）由于平衡的α相是在β相的溶质原子贫化区的位置上形核析出，而β相的溶质原子贫化区均匀地分布在整个基体上（β
贫
高度弥散），所以可以利用低温回火细化合金的组织，获得高度弥散的α +β相组织，改善合金的力学性能。
（3）合金浓度较低的合金在高温（>500℃）时效时，亚稳β相按β
亚
→α +β 分解，从β
亚中直接析出α ；合金浓度较高的合金在低温（300~ 400℃）时效时，亚稳β相按β
亚
→ β+ω′→ β+ω′+α→α +β 分解，经过中间过渡ω相，并逐步转变为平衡组织α +β ；对合金浓度高或添加抑制ω形成元素的合金，当过渡ω相不能出现时，合金按β
→ β+β′→
亚
β+β′+α→α +β 分解，先形成过渡β相，然后再转变为平衡组织α +β。
（4）过渡β相的形状是尺寸极小的粒子，具有与亚稳β相相同的晶体结构。
（5）时效过程中形成的过渡ω相，其结构和性能与淬火形成的ω相相似，但时效时形成的过渡ω相的转变伴随有成分的变化，因此它属于扩散型转变。
4.5 钛合金的热处理及其对性能的影响
1.钛合金热处理基础
（1）少数钛合金系（Ti-Cu系，）可以进行时效析出金属间化合物强化：大多数钛合金只是通过热处理控制β→α 相变强化。
（2）ω相均匀细小，析出明显强（硬）化合金，但一般同时引起严重脆性。因此，ω相沉淀硬化是难以接受的。
（3）通过不同冷却速度，可以得到不同形态的α相。慢冷时，α由β相中析出，得到片层魏氏组织及沿β相晶界的α相；快冷时，含有较高β稳定元素的合金已得到一种篮网组织；再增加冷却速度，β相分解以非形核长大过程，发生无扩散马氏体相变，生成六方α′相（针状及块状）及正交马氏体相（溶质含量高时生成）。
（4）不同形态和不同尺寸的α相通过热机械处理，可以得到等轴α相。
（5）近α钛合金可通过控制冷却速度得到细的篮网组织，这种组织在低温低周疲劳条件下，裂纹长大速率比具有片状α相的合金低的多。因此，近α合金通常在β相区固溶以得到好的蠕变抗力，同时要适当快冷以得到大面积的篮网状α相组织。
（6）对于α +β钛合金，通过淬火时效得到细晶粒α +β结构，初生α相的比例要相对较高，可得到很好的热疲劳性能。如果提高固溶温度，得到较多的大晶粒β相转变产物，则断裂韧性较高。
（7）冷加工将促进β相分解和α相析出。
2.钛合金热处理特点
(1)马氏体相变不引起合金的显着强化。钛合金的热处理强化只能依赖淬火形成的亚稳定相（包括马氏体相）的时效分解。
(2)应避免形成ω相。形成ω相会使合金变脆。
(3)同素异构转变难于细化晶粒。
(4)导热性差，导致钛合金，尤其是α +β合金的淬透性差，淬火热应力大，淬火时零件易翘曲。钛合金变形使局部温度有可能超过β相变点而形成魏氏组织。
(5)化学性活泼。热处理时，钛合金易与氧和水蒸气反应，在工件表面形成具有一定深度的富氧层或氧化皮，使合金性能变坏；容易吸氢，引起氢脆。
(6)β相变点差异大。
(7)在β相区加热时β晶粒长大倾向大。β晶粒粗化可使塑性急剧下降。
(8)片层结构的晶粒尺寸随着冷却速度的提高和保温时间的降低，晶粒变细。
3.钛合金热处理的种类
退火应用于各种钛合金，是α型合金和含少量β相的α +β型钛合金的唯一热处理方式，这两类合金不能进行热处理强化。
淬火时效可用于α +β、α+Ti x M y和亚稳β型钛合金，它们淬火可获得马氏体或亚稳β相。淬火时效属于强化热处理，可显着提高合金的强度，主要是借助固溶体相的弥散硬化。金属间化合物的沉淀硬化作用只是在一些耐热钛合金中采用。
两相钛合金的热处理分为β热处理和α +β相区热处理。
在高温下钛表面氧化速率显着增加，氧、氮等原子会渗入金属内层，降低合金的韧性；在还原气氛中加热，易造成氢脆。
(1)退火
退火的目的是消除内应力，提高塑性和稳定组织。
α钛合金经变形加工制成的半成品或零件，在退火加热时，主要发生再结晶。
钛合金中β稳定元素含量越高，β相越稳定，β→α的转变过程缓慢，空冷能阻止α相的析出。
大多数钛合金的β相转变温度均高于其再结晶温度，只有一些β稳定元素含量很高的合金的相变温度接近或低于再结晶的终了温度。
在β相变点以上加热，β晶粒迅速长大，使合金的塑性下降。
①去应力退火
退火温度较低，低于合金的再结晶温度，一般在450~650℃之间。退火过程主要发生回复，组织中空位浓度下降，发生部分多边化，形成亚结构。去应力退火不能完全消除内应力，保温时间越长，应力去除越彻底。退火后，合金的屈服强度有所降低。
②普通退火
退火温度一般与再结晶温度相当或略低。退火后的组织多半还处在再结晶开始或部分再结晶阶段。经过变形的半成品进行普通退火时，其组织发生完全多边化和部分在结晶及热处理得到的一些亚稳β相发生分解，从而使半成品既能完全消除内应力，又能保证较高的强度和适当的塑性。
③再结晶退火（完全退火）
退火温度一般高于或接近再结晶终了温度，介于再结晶温度和相变温度之间。目的是消除加工硬化、稳定组织和提高塑性。如果超过相变点温度，将形成粗大的魏氏体组织使合金性能恶化。再结晶退火过程中，变形晶粒转变为等轴晶粒，同时存在α相、β相在组成、形态和数量上的变化。再结晶后的强度低于普通退火，但塑性高于普通退火。
④双重退火
双重退火是对合金进行两次加热和空冷。第一次高温退火加热温度高于或接近再结晶终了温度，使再结晶充分进行，又不使晶粒明显长大，并控制初生α相的体积分数。空冷后，组织还不够稳定，需进行二次低温退火，退火温度为低于在结晶退火的某一个温度，保温较长时间，使高温退火得到的亚稳态β相充分分解，使组织更接近平衡状态，产生一定程度的时效强化效果，以保证成品在长期服役过程中组织稳定。耐热钛合金为了保证在高温及长期应力作用下组织和性能的稳定，常采用此类退火。
⑤等温退火
等温退火采用分级冷却的方式，即加热至再结晶温度以上保温后，立即转入另一个低温度的炉中（一般600~650℃）保温，然后空冷至室温。等温退火使β相充分分解，并有一定聚集。经等温退火后组织的热稳定性及塑性均很高，但强度低于双重退火，适用于稳定元素含量很高的两相钛合金，这类合金β相稳定性高，空冷不能使β相充分分解，故需采用缓慢冷却。等温退火可用双重退火代替。
⑥真空退火
真空退火是消除氢脆的主要措施之一，退火温度为650~850℃，保温1~6h，真空度低于1×10-1Pa。钛合金中的氢含量除了与冶炼条件有关，在还原性气氛中加热或在酸洗过程中均可能吸氢。氢属于间隙式β稳定元素，它在β相中的溶解度较大（约2%），在α相的溶解很低（0.001%~0.002%）,多余的氢以TiH2化合物（γ相）形式存在。TiH2呈片状，本身断裂强度很低，在金属基体中起着类似裂纹的作用。
(2)淬火时效
钛合金的退火伴随着加工硬化效果的丧失，相当于一种软化处理。双重退火有弱强化作用，但与加工硬化和强化热处理相比，所获得的强度仍然较低。淬火时效是钛合金热处理的主要方式，利用相变产生强化效果，故又称强化热处理。
钛合金的强化热处理与钢和铝合金的强化处理主要异同点如下：
ⅰ钢淬火所得马氏体硬度高，强化效果大，回火是为了降低马氏体的硬度，提高韧性；钛合金淬火所得马氏体硬度不高，强化效果不显着，回火时马氏体分解使钛合金产生弥散硬化。
ⅱ成分一定的钢或铝合金，只有一种马氏体强化机制；而成分一定的α +β型钛合金由于淬火温度的不同，有两种马氏体强化机制：高温淬火时，β相中所含β稳定元素小于临界浓度，淬火转变为马氏体，时效时马氏体分解为弥散相使合金强化；低温时，β相中所含β稳定元素大于临界浓度，淬火得过冷β亚稳相，时效时过冷β亚稳相分解为弥散相使合金强化。
ⅲ铝合金固溶时得到的是溶质过饱和固溶体，而钛合金的固溶处理得到的是β稳定元素的欠饱和固溶体；铝合金时效时靠过渡相强化，而钛合金时效时靠平衡相弥散分布强化。
钛合金的强化处理主要用于α +β型钛合金和β型钛合金。β型钛合金的强化属于固溶时效强化，加热时β相的成分总是大于临界浓度，其在冷却过程中不形成马氏体。α +β型钛合金的强化机制取决于淬火组织（马氏体或亚稳β相）。影响热处理强化效果的因素主要有合金成分、热处理和原始组织。
①合金成分对热处理强化效果的影响
一般情况下，淬火所得亚稳相的时效强化效果由强到弱的次序为：亚稳β，α′′，α′。马氏体α′′分解后的强化效果大于α′分解的强化效果，这是因为α′′中β稳定元素的含量比α′中的含量大。合金中β元素含量越多，淬火后亚稳β相的数量就越多，时效效果就越大。β稳定元素的含量达到临界浓度C k时，淬火可全部获得亚稳β相组织，β相在时效过程中分解最充分，时效后强化效果最大。β稳定元素进一步增加时，由于β相的稳定性增大，时效分解程度下降，析出的α数量减少，强化效果反而下降。一般是临界浓度越低的元素（即稳定β相的能力越强的元素）热处理强化效果越大；多种元素同时加入比单一元素的强化效果大。
②热处理工艺对热处理强化效果的影响
淬火温度越高，时效强化效果越显着，但高于临界点Tβ淬火，由于晶粒过分粗大而导致脆性，因此工业钛合金除β型合金外，均采用两相区加热后淬火。
α +β两相合金常用的淬火温度在临界温度与β相变点之间。对于β稳定元素含量少的合金，淬火保持下来的亚稳β含量少，其淬火温度可偏高，使原始α减少，由β转变的马氏体量增多，随后马氏体分解强化，获得较高的强度。对于β稳定元素含量高的合金，低温淬火后，可固定的亚稳β相较多，因此可采用偏低的淬火温度，以获得高的强化效果。
③原始组织对热处理强化效果的影响
细晶粒工件淬火时效后，强度及塑性比粗晶工件淬火时效后的高。等轴α组织的合金热处理后的塑性高，针状α组织的合金热处理后的塑性低。
(3)形变热处理
将形变（锻、轧等）和热处理结合起来进行的热处理工艺称形变热处理。高温形变热处理是在再结晶温度以上进行变形加工，变形40%~85%后迅速淬火，再进行常规的时效处理；低温形变热处理是在再结晶温度以下进行变形加工，变形50%后，再进行常规的时效处理。
高温形变热处理主要用于α +β型钛合金，提高其综合性能，变形温度一般不超过β相变点温度，变形度为40%~70%。β型钛合金可采用高温或低温形变热处理，β型钛合金的淬透性好，高温变形终了后可进行空冷。
影响形变热处理强化效果的因素主要有合金成分、变形温度、变形程度、冷却速度
及随后的时效规范等。合金中β稳定元素含量高时，淬火后亚稳β相的数量大，形变热处理强化效果好。加大形变度，强化效果增加。α +β型钛合金形变热处理时，在变形后采用水冷。β型钛合金的淬透性好，可采用空冷。在缓慢冷却过程中，会发生再结晶，使强度降低。变形加工后至水冷之间的时间间隔应尽量缩短。常规锻造获得等轴组织，β锻造获得网篮组织，近β锻造获得三态组织。
(4)化学热处理
钛合金的摩擦系数较大，耐磨性差，在接触表面上容易产生黏结，引起摩擦腐蚀。在氧化性介质中钛合金的耐腐蚀性较强，但在还原性介质（如盐酸、硫酸等）中的耐腐蚀性较差。
钛合金的化学热处理是将待渗元素转换成活性原子或离子状态，在热场或电场作用下，向工件表面渗透，并扩散至一定深度，形成一定厚度的渗层，提高合金表面的硬度、耐磨性和耐蚀性。化学处理包括渗氮、渗氧、渗碳、渗硼等。
(5)钛合金热处理过程中的污染问题
氧、氮渗入钛合金后可形成渗层，提高合金的耐磨性。使材料的塑性、韧性和疲劳强度下降，多用作耐磨零件使用。氢在钛中的扩散速度高，即使在室温也可渗入，可渗入到内部，只能用真空退火处理消除。生产上为了避免氢的渗入，最好是在真空或干燥的纯氩气中加入。TiO(金黄色)、Ti2O3(渗紫色)、TiO2(白色)。加热温度越高，保温时间越长，污染层越厚，表面硬度也越高。
钛在空气中加热，表面氧化膜厚度逐渐增加。在300℃以下，氧化膜很薄，且致密，与基体紧密结合，有很好的抗蚀性及阻止继续氧化的作用。在400℃~500℃加热，金属表面出现明显的变色现象。温度继续升高，氧化膜发生破裂，加速氧的扩散。800℃以上，氧化速率及氧化膜厚度迅速增加。
钛合金加热最理想的条件是在真空中或干燥纯氩气中加热。为了降低成本，半成品的加热一般均在空气炉中进行，再利用机加工或酸洗除去氧化层。
(6)热处理对钛合金性能的影响
WQ: water quench , 水淬；AC: air cool , 空冷；FC:finace cool , 炉冷。
钛合金热处理
第十三章有色金属及合金 内容提要： 有色金属的产量和用量不如黑色金属多，但由于其具有许多优良的特性，如特殊的电、磁、热性能，耐蚀性能及高的比强度(强度与密度之比)等，已成为现代工业中不可缺少的金属材料。 1．铝及铝合金； 2．钛及钛合金； 3．铜及铜合金； 4．轴承合金。 基本要求： 掌握和了解各种有色金属的牌号、成分、性能和用途。 13.1铝及铝合金 13.1.1铅及铝合金的性能特点及分类编号 纯铝：纯铝具有银白色金属光泽，密度小(2.72 )，熔点低(660.4℃), 导电、导热性能优良。 耐大气腐蚀，易于加工成形。 具有面心立方晶格，无同素异构转变，无磁性。 1 铝合金及其特点 铝合金常加入的元素主要有Cu、Mn、Si、Mg、Zn等，此外还有Cr、Ni、Ti、Zr 等辅加元素。 ①比强度高（>>高强钢）。可用于轻结构件，尤其航空。 ②突出理化性能。导电、抗大气腐蚀。 ③良好加工性。高塑性、易冷成形；某些合金铸造性能好，宜作压铸件。 2 铝合金分类及分类编号 13.1.2铝合金的强化 1 形变强化 2沉淀强化 3 固溶强化和时效强化： 13.1.3变形铝合金 变形铝及铝合金牌号表示方法：根据国标规定，变形铝及铝合金可直接引用国际四位数字体系牌号或采用国标规定的四位字符牌号。GB 3190-82中的旧牌号仍可继续使用，表示方法为: ?防锈铝合金：LF+序号 ?硬铝合金： LY +序号 ?超硬铝合金：LC +序号 ?锻铝合金： LD +序号 常用变形铝合金 1 防锈铝合金：主要是Al-Mn和Al-Mg系合金。 Mn和Mg主要作用是提高抗蚀能力和塑性，并起固溶强化作用。 防锈铝合金锻造退火后组织为单相固溶体，抗蚀性、焊接性能好，易于变形加工，但切削性能差。不能进行热处理强化，常利用加工硬化提高其强度。常用的Al-Mn系合金有 LF21 （ 3A21 ），其抗蚀性和强度高于纯铝，用于制造油罐、油箱、管道、铆钉等需要弯曲、冲压加工的零件。常用的Al-Mg系合金有 LF5（ 5A05 ），其密度比纯铝小，强度比Al-Mn合金高，在航空工业中得到广泛应用，如制造管道、容器、铆钉及承受中等载荷的零件。
第四章-钛合金的相变及热处理
第四章-钛合金的相变及热处理
第4章钛合金的相变及热处理 可以利用钛合金相变诱发的超塑性进行钛合金的固态焊接，接头强度接近基体强度。 4.1 同素异晶转变 1.高纯钛的β相变点为88 2.5℃，对成分十分敏感。在882.5℃发生同素异晶转变：α（密排六方）→β（体心立方），α相与β相完全符合布拉格的取向关系。 2.扫描电镜的取向成像附件技术（Orientation-Imaging Microscopy , OIM） 3.α/β界面相是一种真实存在的相，不稳定，在受热情况下发生明显变化，严重影响合金的力学性能。 4.纯钛的β→α转变的过程容易进行，相变是以扩散方式完成的，相变阻力和所需要的过冷度均很小。冷却速度大于每秒200℃时，以无扩散发生马氏体转变，试样表面出现浮凸，显微组织中出现针状α′。转变温度会随所含合金元素的性质和数量的不同而不同。 5.钛和钛合金的同素异晶转变具有下列特点： （1）新相和母相存在严格的取向关系 （2）由于β相中原子扩散系数大，钛合金的加热温度超过相变点后，β相长大倾向特别大，极易形成粗大晶粒。 （3）钛及钛合金在β相区加热造成的粗大晶粒，不像铁那样，利用同素异晶转变进行重结晶使晶粒细化。钛及钛合金只有经过适当的形变再结晶消除粗晶组织。 4.2 β相在冷却时的转变 冷却速度在410℃/s以上时，只发生马氏体转变；冷速在410～20℃/s时,发生块状转变；冷却继续降低，将以扩散型转变为主。 1.β相在快冷过程中的转变 钛合金自高温快速冷却时，视合金成分不同，β相可以转变成马氏体α′或α"、ω或过冷β等亚稳定相。 （1）马氏体相变 ①在快速冷却过程中，由于β相析出α相的过程来不及进行，但是β相的晶体结构，不易为冷却所抑制，仍然发生了改变。这种原始β相的成分未发生变化,但晶体结构发生了变化的过饱和固溶体是马氏体。 ②如果合金的溶度高，马氏体转变点M S降低至室温一下，β相将被冻结到室温，这种β相称过冷β相或残留β相。 ③若β相稳定元素含量少，转变阻力小，β相由体心立方晶格直接转变为密排六方晶格，这种具有六方晶格的过饱和固溶体称六方马氏体，以α′表示。 ④若β相稳定元素含量高，晶格转变阻力大，不能直接转变为六方晶格，只能转变为斜方晶格，这种具有斜方晶格的马氏体称斜方马氏体，以α′′表示。 ⑤马氏体相变是一个切变相变，在转变时，β相中的原子作集体的、有规律的进程迁移，迁移距离较大时形成六方α′相，迁移距离较小时形成斜方α′′相。 ⑥马氏体相变开始温度M S ；马氏体相变终了温度M f 。 ⑦钛合金中加入Al、Sn、Zr将扩大α相区，使β相变点升高；V、Mo、Mn、Fe、Cr、Cu、Si将缩小α相区（扩大β相区），使β相变点降低。 ⑧β相中原子扩散系数很大，钛合金的加热温度一旦超过β相变点，β相将快速长大成粗晶组织，即β脆性，故钛合金淬火的加热温度一般均低于其β相变点。
钛合金及其热处理工艺简述精修订
钛合金及其热处理工艺 简述 SANY标准化小组 #QS8QHH-HHGX8Q8-GNHHJ8-HHMHGN#
钛合金及其热处理工艺简述 宝鸡钛业股份有限公司：杨新林 摘要：本文对钛及其合金的基本信息进行了简要介绍，对钛的几类固溶体划分进行了简述，对钛合金固态相变也进行了概述。重点概述了钛合金的热处理类型及工艺，为之后生产实习中对钛合金的热处理工艺认识提供指导。 关键词：钛合金，热处理 1 引言 钛在地壳中的蕴藏量位于结构金属的第四位,但其应用远比铜、铁、锡等金属滞后。钛合金中溶解的少量氧、氮、碳、氢等杂质元素,使其产生脆性,从而妨碍了早期人们对钛合金的开发和利用。直至二十世纪四五十年代,随着英、美及苏联等国钛合金熔炼技术的改进和提高,钛合金的应用才逐渐开展[5]。 纯钛的熔点为1668℃,高于铁的熔点。钛在固态下具有同素异构转变,在℃以上为体心立方晶格的β相,在℃以下为密排六方晶格的α相。钛 合金根据其退火后的室温组织类型进行分类,退火组织为α相的钛合金记为TAX,也称为α型钛合金；退火组织为β相的钛合金记为TBX,也称为β型钛合金；退火组织为α+β两相的钛合金记为TCX,也称为α+β型钛合金,其中的“X”为顺序号。我国目前的钛合金牌号已超过50个,其中TA型26个,TB型8个以上,TC 型15个以上[5]。 钛合金具有如下特点： （1）与其他的合金相比,钛合金的屈强比很高,屈服强度与抗拉强度极为接近； （2）钛合金的密度为4g/cm3,大约为钢的一半,因此,它具有较高的比强度； （3）钛合金的耐腐蚀性能优良,在海水中其耐蚀性甚至比不锈钢还要好； （4）钛合金的导热系数小,摩擦系数大,因而机械加工性不好； （5）在焊接时,钛合金焊缝金属和高热影响区容易被氧、氢、碳、氮等元素污染,使接头性能变坏。 在熔炼和各种加工过程完成之后,为了消除材料中的加工应力，达到使用要求的性能水平，稳定零件尺寸以及去除热加工或化学处理过程中增加的有害元素(例如氢)等,往往要通过热处理工艺来实现。钛合金热处理工艺大体可分为退火、固溶处理和时效处理三个类型。由于钛合金高的化学活性,钛合金的最终热处理通常在真空的条件下进行。热处理是调整钛合金强度的重要手段之一。 2 钛合金的合金化特点
钛合金高温形变强韧化机理
第35卷1999 第1期 年1月 金属学报 ACTA METALLURGICA SINICA Vol.35No.1 January1999钛合金高温形变强韧化机理* 周义刚 曾卫东 李晓芹 俞汉清 (西北工业大学材料科学与工程学院,西安710072) 曹春晓 (北京航空材料研究院,北京100095) 摘 要 详细研究并讨论了钛合金高温形变强韧化机理.结果表明,三态组织中少量等轴 相与基体 相没有固定的位向关系,位错容易找到可开动的滑移面,对变形起着协调作用,因而合金具有较高的塑性;大量网篮交织的条状 ,不仅增加了相界面,提高了合金的强度与抗蠕变能力,而且不断改变裂纹扩展方向,导致裂纹路径曲折、分枝多,断裂韧性好.新的变形理论适用于 ,近 ,( + )和近 型钛合金. 关键词 高温形变,强韧化机理,三态组织,钛合金 中图法分类号 T G146.2 文献标识码 A 文章编号 0412-1961(1999)01-0045-48 AN INVESTIGATION OF HIGH-TEMPERATURE DEFORMA TION STRENGTHENING AND TOUGHENING MECHANISM OF TITANIUM ALLOY Z H O U Yigang,ZEN G Weidong,LI Xiaoqin,YU H anqing Col lege of M aterials Science and Engineering,Northw estern Polytechnical Universi ty,Xi an710072 CAO Chunx iao Beijing Institute of Aeronauti cal M aterials,Beijing100095 Cor resp ondent:ZH OU Yigang,p r o f essor,Tel:(029)8493939,Fax:(029)8491000, E-mail:z engjiang@https://www.wendangku.net/doc/8515216555.html, M anuscript received1998-05-12,in revised form1998-08-11 ABSTRAC T T he high-temperature deformation strengthening and toug hening mechanisms have been investigated.It is found that equiax ed alpha phases in tri-modal m icrostructure have no inherent orien taion w ith transformed beta m atrix,dislocations can easily find their slip plane,so they give coordination of materials deform ation,and result in higher ductility.The striature alpha phases not only increase the strength and creep properties,but also change the cracks propagation directions,thus cracks make a more w inding w ay along or cross grain boundary between striature alpha phases,and materials show a higher fracture toug hness.T his new deformation theory applies to ,near ,( + )and titanium alloys. KEY W ORDS hig h-tem perature deformation,streng thening and toug hening mechanism,tri-modal microstructure,titanium alloy 国内外对( + )钛合金的变形通常是在相变点以下3050!进行,称为常规锻造.常规锻造获得的等轴组织具有室温强度高、塑性好等优点,但其高温性能、抗疲劳裂纹扩展能力和断裂韧性较差[1].50年代后期,C roan等人[2]提出了 锻造工艺,其优点是提高了合金的抗蠕变性能、冲击和断裂韧性,但是明显降低塑性和热稳定性,导致? 脆性#和?组织遗传性#[3].60年代初,She egarev等人[4]提出的形变热处理理论,有效地提高了合金的强度和韧性,但是 *收到初稿日期:1998-05-12,收到修改稿日期:1998-08-11 作者简介:周义刚,男,1930年生,教授锻后水冷的组织在随后的低温时效过程中分解,降低合金的热稳定性.因此,如何解决钛合金强度-塑性-韧性的相互匹配,一直是钛合金科学工作者努力解决的课题. 本文提出的钛合金高温形变强韧化工艺(又称近 锻造工艺),是在相变点以下1015!加热、变形.为控制变形温度,以坯料的平均相变点确定名义加热温度,并采用金相试样法测定和控制炉温精度.变形后快淬的锻件经两次高温加一次低温的强韧化处理后,获得由一定数量的等轴初生 、条状 构成的网篮和转变 基体组成的三态组织,从而克服了以往研究的不足,使合金的强度-塑性-韧性得以兼顾.
第四章 钛合金的相变及热处理
第4章钛合金的相变及热处理 可以利用钛合金相变诱发的超塑性进行钛合金的固态焊接，接头强度接近基体强度。 4.1 同素异晶转变 1.高纯钛的β相变点为88 2.5℃，对成分十分敏感。在882.5℃发生同素异晶转变：α（密排六方）→β（体心立方），α相与β相完全符合布拉格的取向关系。 2.扫描电镜的取向成像附件技术（Orientation-Imaging Microscopy , OIM） 3.α/β界面相是一种真实存在的相，不稳定，在受热情况下发生明显变化，严重影响合金的力学性能。 4.纯钛的β→α转变的过程容易进行，相变是以扩散方式完成的，相变阻力和所需要的过冷度均很小。冷却速度大于每秒200℃时，以无扩散发生马氏体转变，试样表面出现浮凸，显微组织中出现针状α′。转变温度会随所含合金元素的性质和数量的不同而不同。 5.钛和钛合金的同素异晶转变具有下列特点： （1）新相和母相存在严格的取向关系 （2）由于β相中原子扩散系数大，钛合金的加热温度超过相变点后，β相长大倾向特别大，极易形成粗大晶粒。 （3）钛及钛合金在β相区加热造成的粗大晶粒，不像铁那样，利用同素异晶转变进行重结晶使晶粒细化。钛及钛合金只有经过适当的形变再结晶消除粗晶组织。 4.2 β相在冷却时的转变 冷却速度在410℃/s以上时，只发生马氏体转变；冷速在410～20℃/s时,发生块状转变；冷却继续降低，将以扩散型转变为主。 1.β相在快冷过程中的转变 钛合金自高温快速冷却时，视合金成分不同，β相可以转变成马氏体α′或α"、ω或过冷β等亚稳定相。 （1）马氏体相变 ①在快速冷却过程中，由于β相析出α相的过程来不及进行，但是β相的晶体结构，不易为冷却所抑制，仍然发生了改变。这种原始β相的成分未发生变化,但晶体结构发生了变化的过饱和固溶体是马氏体。 ②如果合金的溶度高，马氏体转变点M S降低至室温一下，β相将被冻结到室温，这种β相称过冷β相或残留β相。 ③若β相稳定元素含量少，转变阻力小，β相由体心立方晶格直接转变为密排六方晶格，这种具有六方晶格的过饱和固溶体称六方马氏体，以α′表示。 ④若β相稳定元素含量高，晶格转变阻力大，不能直接转变为六方晶格，只能转变为斜方晶格，这种具有斜方晶格的马氏体称斜方马氏体，以α′′表示。 ⑤马氏体相变是一个切变相变，在转变时，β相中的原子作集体的、有规律的进程迁移，迁移距离较大时形成六方α′相，迁移距离较小时形成斜方α′′相。 ⑥马氏体相变开始温度M S ；马氏体相变终了温度M f 。 ⑦钛合金中加入Al、Sn、Zr将扩大α相区，使β相变点升高；V、Mo、Mn、Fe、Cr、Cu、Si将缩小α相区（扩大β相区），使β相变点降低。 ⑧β相中原子扩散系数很大，钛合金的加热温度一旦超过β相变点，β相将快速长大成粗晶组织，即β脆性，故钛合金淬火的加热温度一般均低于其β相变点。 ⑨β相稳定元素含量越高，相变过程中晶格改组的阻力就越大，因而转变所需
钛合金及其热处理工艺简述样本
钛合金及其热解决工艺简述 宝鸡钛业股份有限公司：杨新林 摘要：本文对钛及其合金基本信息进行了简要简介，对钛几类固溶体划分进行了简述，对钛合金固态相变也进行了概述。重点概述了钛合金热解决类型及工艺，为之后生产实习中对钛合金热解决工艺结识提供指引。 核心词：钛合金，热解决 1 引言 钛在地壳中蕴藏量位于构造金属第四位,但其应用远比铜、铁、锡等金属滞后。钛合金中溶解少量氧、氮、碳、氢等杂质元素,使其产生脆性,从而妨碍了初期人们对钛合金开发和运用。直至二十世纪四五十年代,随着英、美及苏联等国钛合金熔炼技术改进和提高,钛合金应用才逐渐开展[5]。 纯钛熔点为1668℃,高于铁熔点。钛在固态下具备同素异构转变,在882.5℃以上为体心立方晶格β相,在882.5℃如下为密排六方晶格α相。钛 合金依照其退火后室温组织类型进行分类,退火组织为α相钛合金记为TAX,也 称为α型钛合金；退火组织为β相钛合金记为TBX,也称为β型钛合金；退火组织为α+β两相钛合金记为TCX,也称为α+β型钛合金,其中“X”为顺序号。国内当前钛合金牌号已超过50个,其中TA型26个,TB型8个以上,TC型15个以上[5]。 钛合金具备如下特点：
（1）与其她合金相比,钛合金屈强比很高,屈服强度与抗拉强度极为接近； （2）钛合金密度为4g/cm3,大概为钢一半,因而,它具备较高比强度； （3）钛合金耐腐蚀性能优良,在海水中其耐蚀性甚至比不锈钢还要好； （4）钛合金导热系数小,摩擦系数大,因而机械加工性不好； （5）在焊接时,钛合金焊缝金属和高热影响区容易被氧、氢、碳、氮等元素污染,使接头性能变坏。 在熔炼和各种加工过程完毕之后,为了消除材料中加工应力，达到使用规定性能水平，稳定零件尺寸以及去除热加工或化学解决过程中增长有害元素(例如氢)等,往往要通过热解决工艺来实现。钛合金热解决工艺大体可分为退火、固溶解决和时效解决三个类型。由于钛合金高化学活性,钛合金最后热解决普通在真空条件下进行。热解决是调节钛合金强度重要手段之一。 2 钛合金合金化特点 钛合金性能由Ti同合金元素间物理化学反映特点来决定，即由形成固溶体和化合物特性以及对α?β转变影响等来决定。而这些影响又与合金元素原子尺寸、电化学性质（在周期表中相对位置）、晶格类型和电子浓度等关于。但作为Ti合金与其他有色金属如Al、Cu、Ni 等比较，尚有其独有特点，如：（1）运用Tiα?β转变，通过合金化和热解决可以随意得到α、α+β和β相组织； （2）Ti是过渡族元素，有未填满d电子层，能同原子直径差位于±20％以内置换式元素形成高浓度固溶体；
钛合金及其热处理实用工艺简述
钛合金及其热处理工艺简述 钛业股份：新林 摘要：本文对钛及其合金的基本信息进行了简要介绍，对钛的几类固溶体划分进行了简述，对钛合金固态相变也进行了概述。重点概述了钛合金的热处理类型及工艺，为之后生产实习中对钛合金的热处理工艺认识提供指导。 关键词：钛合金，热处理 1 引言 钛在地壳中的蕴藏量位于结构金属的第四位,但其应用远比铜、铁、锡等金属滞后。钛合金中溶解的少量氧、氮、碳、氢等杂质元素,使其产生脆性,从而妨碍了早期人们对钛合金的开发和利用。直至二十世纪四五十年代,随着英、美及联等国钛合金熔炼技术的改进和提高,钛合金的应用才逐渐开展[5]。 纯钛的熔点为1668℃,高于铁的熔点。钛在固态下具有同素异构转变,在882.5℃以上为体心立方晶格的β相,在882.5℃以下为密排六方晶格的α相。钛 合金根据其退火后的室温组织类型进行分类,退火组织为α相的钛合金记为TAX,也称为α型钛合金；退火组织为β相的钛合金记为TBX,也称为β型钛合金；退火组织为α+β两相的钛合金记为TCX,也称为α+β型钛合金,其中的“X”为顺序号。我国目前的钛合金牌号已超过50个,其中TA型26个,TB型8个以上,TC 型15个以上[5]。 钛合金具有如下特点： （1）与其他的合金相比,钛合金的屈强比很高,屈服强度与抗拉强度极为接近； （2）钛合金的密度为4g/cm3,大约为钢的一半,因此,它具有较高的比强度； （3）钛合金的耐腐蚀性能优良,在海水中其耐蚀性甚至比不锈钢还要好； （4）钛合金的导热系数小,摩擦系数大,因而机械加工性不好；
（5）在焊接时,钛合金焊缝金属和高热影响区容易被氧、氢、碳、氮等元素污染,使接头性能变坏。 在熔炼和各种加工过程完成之后,为了消除材料中的加工应力，达到使用要求的性能水平，稳定零件尺寸以及去除热加工或化学处理过程中增加的有害元素(例如氢)等,往往要通过热处理工艺来实现。钛合金热处理工艺大体可分为退火、固溶处理和时效处理三个类型。由于钛合金高的化学活性,钛合金的最终热处理通常在真空的条件下进行。热处理是调整钛合金强度的重要手段之一。 2 钛合金的合金化特点 钛合金的性能由Ti同合金元素间的物理化学反应特点来决定，即由形成的固溶体和化合物的特性以及对α?β转变的影响等来决定。而这些影响又与合金元素的原子尺寸、电化学性质（在周期表中的相对位置）、晶格类型和电子浓度等有关。但作为Ti合金与其它有色金属如Al、Cu、Ni 等比较，还有其独有的特点，如： （1）利用Ti的α?β转变，通过合金化和热处理可以随意得到α、α+β和β相组织； （2）Ti是过渡族元素，有未填满的d电子层，能同原子直径差位于±20％以的置换式元素形成高浓度的固溶体； （3）Ti及其合金在远远低于熔点的温度中能同O、N、H、C等间隙式杂质发生反应，使性能发生强烈的改变； （4）Ti同其它元素能形成金属键、共价键和离子键固溶体和化合物。 Ti合金合金化的主要目的是利用合金元素对α或β相的稳定作用，来控制α和β相的组成和性能。各种合金元素的稳定作用又与元素的电子浓度（价电子数与原子的比值）有密切关系，一般来说，电子浓度小于4的元素能稳定α相，电子浓度大于4的元素能稳定β相，电子浓度等于4的元素，既能稳定α相，也能稳定β相。 工业用Ti合金的主要合金元素有Al、Sn、Zr、V、Mo、Mn、Fe、Cr、Cu和Si 等，按其对转变温度的影响和在α或β相中的固溶度可以分为三大类：α稳定元素、β稳定元素、中性元素[6,7]。
钛合金及其热处理工艺简述
钛合金及其热处理工艺简述 宝鸡钛业股份有限公司：杨新林 摘要：本文对钛及其合金的基本信息进行了简要介绍，对钛的几类固溶体划分进行了简述，对钛合金固态相变也进行了概述。重点概述了钛合金的热处理类型及工艺，为之后生产实习中对钛合金的热处理工艺认识提供指导。 关键词：钛合金，热处理 1 引言 钛在地壳中的蕴藏量位于结构金属的第四位,但其应用远比铜、铁、锡等金属滞后。钛合金中溶解的少量氧、氮、碳、氢等杂质元素,使其产生脆性,从而妨碍了早期人们对钛合金的开发和利用。直至二十世纪四五十年代,随着英、美及苏联等国钛合金熔炼技术的改进和提高,钛合金的应用才逐渐开展[5]。 纯钛的熔点为1668℃,高于铁的熔点。钛在固态下具有同素异构转变,在882.5℃以上为体心立方晶格的β相,在882.5℃以下为密排六方晶格的α相。钛合金根据其退火后的室温组织类型进行分类,退火组织为α相的钛合金记为TAX,也称为α型钛合金；退火组织为β相的钛合金记为TBX,也称为β型钛合金；退火组织为α+β两相的钛合金记为TCX,也称为α+β型钛合金,其中的“X”为顺序号。我国目前的钛合金牌号已超过50个,其中TA型26个,TB型8个以上,TC 型15个以上[5]。 钛合金具有如下特点： （1）与其他的合金相比,钛合金的屈强比很高,屈服强度与抗拉强度极为接近； （2）钛合金的密度为4g/cm3,大约为钢的一半,因此,它具有较高的比强度； （3）钛合金的耐腐蚀性能优良,在海水中其耐蚀性甚至比不锈钢还要好； （4）钛合金的导热系数小,摩擦系数大,因而机械加工性不好； （5）在焊接时,钛合金焊缝金属和高热影响区容易被氧、氢、碳、氮等元素污染,使接头性能变坏。 在熔炼和各种加工过程完成之后,为了消除材料中的加工应力，达到使用要求的性能水平，稳定零件尺寸以及去除热加工或化学处理过程中增加的有害元素(例如氢)等,往往要通过热处理工艺来实现。钛合金热处理工艺大体可分为退火、固溶处理和时效处理三个类型。由于钛合金高的化学活性,钛合金的最终热处理通常在真空的条件下进行。热处理是调整钛合金强度的重要手段之一。
第四章钛合金的相变及热处理完整版
第四章钛合金的相变及 热处理 Document serial number【NL89WT-NY98YT-NC8CB-NNUUT-NUT108】
第4章钛合金的相变及热处理 可以利用钛合金相变诱发的超塑性进行钛合金的固态焊接，接头强度接近基体强度。 4.1 同素异晶转变 1.高纯钛的β相变点为88 2.5℃，对成分十分敏感。在882.5℃发生同素异晶转变：α（密排六方）→β（体心立方），α相与β相完全符合布拉格的取向关系。 2.扫描电镜的取向成像附件技术（Orientation-Imaging Microscopy , OIM） 3.α/β界面相是一种真实存在的相，不稳定，在受热情况下发生明显变化，严重影响合金的力学性能。 4.纯钛的β→α转变的过程容易进行，相变是以扩散方式完成的，相变阻力和所需要的过冷度均很小。冷却速度大于每秒200℃时，以无扩散发生马氏体转变，试样表面出现浮凸，显微组织中出现针状α′。转变温度会随所含合金元素的性质和数量的不同而不同。 5.钛和钛合金的同素异晶转变具有下列特点： （1）新相和母相存在严格的取向关系 （2）由于β相中原子扩散系数大，钛合金的加热温度超过相变点后，β相长大倾向特别大，极易形成粗大晶粒。 （3）钛及钛合金在β相区加热造成的粗大晶粒，不像铁那样，利用同素异晶转变进行重结晶使晶粒细化。钛及钛合金只有经过适当的形变再结晶消除粗晶组织。 4.2 β相在冷却时的转变 冷却速度在410℃/s以上时，只发生马氏体转变；冷速在410～20℃/s时,发生块状转变；冷却继续降低，将以扩散型转变为主。 1.β相在快冷过程中的转变 钛合金自高温快速冷却时，视合金成分不同，β相可以转变成马氏体α′或α"、ω或过冷β等亚稳定相。 （1）马氏体相变 ①在快速冷却过程中，由于β相析出α相的过程来不及进行，但是β相的晶体结构，不易为冷却所抑制，仍然发生了改变。这种原始β相的成分未发生变化,但晶体结构发生了变化的过饱和固溶体是马氏体。 ②如果合金的溶度高，马氏体转变点M S 降低至室温一下，β相将被冻结到室温，这种β相称过冷β相或残留β相。 ③若β相稳定元素含量少，转变阻力小，β相由体心立方晶格直接转变为密排六方晶格，这种具有六方晶格的过饱和固溶体称六方马氏体，以α′表示。 ④若β相稳定元素含量高，晶格转变阻力大，不能直接转变为六方晶格，只能转变为斜方晶格，这种具有斜方晶格的马氏体称斜方马氏体，以α′′表示。 ⑤马氏体相变是一个切变相变，在转变时，β相中的原子作集体的、有规律的进程迁移，迁移距离较大时形成六方α′相，迁移距离较小时形成斜方α′′相。 ⑥马氏体相变开始温度M S ；马氏体相变终了温度M f 。
钛合金热处理操作注意事项
钛合金热处理操作注意事项 淬火： 1．淬火操作时，从出炉到进入淬火介质之间的转移时间越短越好，以防β相分解，转移时间最长不超过10s 2．淬火加热保温时间的计算公式： t=(5~8)Aδ(min) A—保温时间系数3min/mm δ—零件有效厚度（mm） 淬火介质：高闪点的油，或不含氯化物的盐浴如亚硝酸盐和硝酸盐浴 防氧化和腐蚀： 1．在氯盐浴中加热时，发生热盐腐蚀的临界温度是288oC，主要是热处理前零件清洗不正确，要求正确清洗。搬运时，不要在零件上按指纹，对于工件上的油和润滑脂应清洗干净 2．钛合金在真空中加热时，真空压力为0.1~1kPa 3．为防止氧化，可用高纯度氩、氖等惰性气体保护，也可用塑料进行保护，或加热前把零件在熔融的玻璃中浸蘸一下 变形：为防止热处理翘曲，零件应固定于铁基或镍基合金制造的夹具中为防止夹具带来的油污，在夹具里垫薄钛板或喷Al2O3，将钛零件
同夹具隔开，夹具在使用前应进行烧焦处理 有害气体影响： 氢气：含氢量超过0.02%会产生氢脆，所以钛合金最好在真空中加热，用火焰加热时，火焰不能直接喷在工件上，火焰调成中性或略带氧化性 氧气：氧易和钛生成TiO2薄膜，使用过程中易产生剥落 氮气：零件吸入氮气变脆，塑性下降 钢材断裂的基本分析 如今，用于各行业的钢材品种达数千种之多。每种钢材都因不同的性能、化学成分或合金种类和含量而具有不同的商品名称。虽然断裂韧性值大大方便了每种钢的选择，然而这些参数很难适用于所有钢材。主要原因有：第一，因为在钢的冶炼时需加入一定数量的某种或多种合金元素，成材后再经简单热处理便可获得不同的显微组织，从而改变了钢的原有性能；第二，因为炼钢和浇注过程中产生的
第四章 钛合金的相变及热处理
钛合金的相变及热处理-第四章． 第4章钛合金的相变及热处理 可以利用钛合金相变诱发的超塑性进行钛合金的固态焊接，接头强度接近基体强度。 4.1 同素异晶转变 1.高纯钛的β相变点为88 2.5℃，对成分十分敏感。在882.5℃发生同素异晶 转变：α（密排六方）→β（体心立方），α相与β相完全符合布拉格的取向关系。
2.扫描电镜的取向成像附件技术（Orientation-Imaging Microscopy , OIM） 3.α/β界面相是一种真实存在的相，不稳定，在受热情况下发生明显变化，严 重影响合金的力学性能。 4.纯钛的β→α转变的过程容易进行，相变是以扩散方式完成的，相变阻力和所需要的过冷度均很小。冷却速度大于每秒200℃时，以无扩散发生马氏体转 变，。转变温度会随所含合金元素的性试样表面出现浮凸，显微组织中出现针状α′质和数量的不同而不同。 5.钛和钛合金的同素异晶转变具有下列特点： （1）新相和母相存在严格的取向关系 （2）由于β相中原子扩散系数大，钛合金的加热温度超过相变点后，β相长大倾向特别大，极易形成粗大晶粒。
（3）钛及钛合金在β相区加热造成的粗大晶粒，不像铁那样，利用同素异晶转 变进行重结晶使晶粒细化。钛及钛合金只有经过适当的形变再结晶消除粗晶组织。 4.2 β相在冷却时的转变 冷却速度在410℃/s以上时，只发生马氏体转变；冷速在410～20℃/s时,发生块状转变；冷却继续降低，将以扩散型转变为主。 1.β相在快冷过程中的转变 钛合金自高温快速冷却时，视合金成分不同，β相可以转变成马氏体α′或甥??、ω或过冷β等亚稳定相。 （1）马氏体相变 ①在快速冷却过程中，由于β相析出α相的过程来不及进行，但是β相的晶体结构，不易为冷却所抑制，仍然发生了改变。这种原始β相的成分未发生变化,但晶体结构发生了变化的过饱和固溶体是马氏体。 ②如果合金的溶度高，马氏体转变点M降低至室温一下，β相将被冻结到室S 温，这种β相称过冷β相或残留β相。 ③若β相稳定元素含量少，转变阻力小，β相由体心立方晶格直接转变为密排六方晶格，这种具有六方晶格的过饱和固溶体称六方马氏体，以α′表示。 ④若β相稳定元素含量高，晶格转变阻力大，不能直接转变为六方晶格，只能转变为斜方晶格，这种具有斜方晶格的马氏体称斜方马氏体，以α′′表示。 ⑤马氏体相变是一个切变相变，在转变时，β相中的原子作集体的、有规律的进程迁移，迁移距离较大时形成六方α′相，迁移距离较小时形成斜方α′′相。 ⑥马氏体相变开始温度M；马氏体相变终了温度M。 f S ⑦钛合金中加入Al、Sn、Zr将扩大α相区，使β相变点升高；V、Mo、Mn、Fe、Cr、Cu、Si将缩小α相区（扩大β相区），使β相变点降低。 ⑧β相中原子扩散系数很大，钛合金的加热温度一旦超过β相变点，β相将快速长大成粗晶组织，即β脆性，故钛合金淬火的加热温度一般均低于其β相变点。． ⑨β相稳定元素含量越高，相变过程中晶格改组的阻力就越大，因而转变所需 的过冷度越大，MM越低。fS 、⑩六方马氏体有两种组织形态。合金元素含量 少时，M点高，形成块状组织，S 在电子显微镜下呈板条状马氏体；合金元素含量高时，M点低，形成针状组织，
钛及钛合金的热处理
钛及钛合金的热处理 钛及钛合金通过程序控制技术和各种热处理工艺可获得不同特性的产品,表1～表4列出了工业纯钛及部分钛合金的热处理工艺。 表1 工业纯钛和部分钛合金的β相变温度 合 金 β相变温度 ℃,±15°υ,±25°工业纯钛,0125%O2最大9101675 工业纯钛,014%O2最大9451735 α或近α合金 Ti25Al2215Sn10501925 Ti28Al21Mo21V10401900 Ti2215Cu(IM I230)8951645 Ti26Al22Sn24Zr22Mo9951820 Ti26Al25Zr2015Mo2012Si (IM I685)10201870 Ti2515Al2315Sn23Zr21Nb2013 Mo2013Si(IM I829)10151860 Ti2518Al24Sn2315Zr2017Nb2015 Mo2013Si(IM I834)10451915 Ti26Al22Cb21Ta2018Mo10151860 Ti2013Mo2018Ni(TiCode12)8801615 α2β合金 Ti26Al24V1000(a)1830(b) Ti26Al27Nb(IM I367)10101850 Ti26Al26V22Sn(Cu+Fe)9451735 Ti23Al2215V9351715 Ti26Al22Sn24Zr26Mo9401720 Ti24Al24Mo22Sn2015Si(IM I550)9751785 Ti24Al24Mo24Sn2015Si(IM I550)10501920 Ti25Al22Sn22Zr24Mo24Cr(Ti217)9001650 Ti27Al24Mo10001840 Ti26Al22Sn22Zr22Mo22Cr20125Si9701780 Ti28Mn800(c)1475(d)β或近β合金 Ti213V211Cr23Al7201330 Ti21115Mo26Zr2415Sn(βШ)7601400 Ti23Al28V26Cr24Zr24Mo(βC)7951460 Ti210V22Fe23Al8051480 Ti215V23Al23Cr23Sn7601400 (a)±20℃,(b)±30υ,(c)±35℃,(d)±50υ。 表2 工业纯钛和部分钛合金的消除应力热处理合 金 温 度时间 ℃υh 工业纯钛(所有等级) α或近α合金 480～595900～11001/4～4 Ti25Al2215Sn540～6501000～12001/4～4 Ti28Al21Mo21V595～7051100～13001/4～4 Ti2215Cu(IM I230)400～600750～11101/2～24 Ti26Al22Sn24Zr22Mo595～7051100～13001/4～4 Ti26Al25Zr2015Mo2012Si (IM I685)530～570980～105024～48 Ti2515Al2315Sn23Zr21Nb2013 Mo2013Si(IM I829)610～6401130～11901～3 Ti2518Al24Sn2315Zr2017Nb2 015Mo2013Si(IM I834)625～7501160～13801～3 Ti26Al22Cb21Ta2018Mo595～6501100～12001/4～2 Ti2013Mo2018Ni(TiCode l2)480～595900～11001/4～4α2β合金 Ti26Al24V480～650900～12001～4 Ti26Al27Nb(IM I367)500～600930～11101～4 Ti26Al26V22Sn(Cu+Fe)480～650900～12001～4 Ti23Al2215V540～6501000～12001/4～2 Ti26Al22Sn24Zr26Mo595～7051100～13001/4～4 Ti24Al24Mo22Sn2015Si (IM I550)600～7001110～12902～4 Ti24Al24Mo24Sn2015Si (IM I551)600～7001110～12902～4 Ti25Al22Sn24Mo22Zr24Cr (Ti217)480～650900～12001～4 Ti27Al24Mo480～705900～13001～8 Ti26Al22Sn22Zr22Mo22Cr2 0125Si480～650900～12001～4 Ti28Mn480～595900～11001/4～2β或近β合金 Ti213V211Cr23Al705～7301300～13501/4～1/2 Ti21115Mo26Zr2415Sn (βШ)720～7301325～13501/4～1/2 Ti23Al28V26Cr24Zr24Mo (βC)705～7601300～14001/6～1/4 Ti210V22Fe23Al675～7051250～13001/2～2 Ti215V23Al23Cr23Sn790～8151450～15001/4～1/2 42 稀有金属快报2003年第6期
钛合金热处理工艺
在600 C 左右进行热处理并迅速淬火来增加TiAl3 合金的强度，强化的主要机制是时效増强。时效增强的特点是淬火温度越高，増强的效果就越好，但由于此合金的复合材料包含碳纤维，当温度超过某个临界温度（约700C)时，就会在介面形成金属碳化物，这使得碳纤维的增强效果大大减弱，所以最佳的淬火温度应在600 C 左右，且淬火的时间不宜太长或太短。太短组分不够均匀，空穴浓度不够高，硬化微区的浓度不够高。太长也会在介面形成金属碳化物，所以最佳的淬火时间应该是2小时左右。 钛合金锻件热处理中的淬火、时效工艺介绍如下： 1.淬火 淬火是时效处理前的预备工序，其目的是通过淬火获得某种不稳定组织，这种不稳定组织在随后时效过程中发生分解或析出，形成沉淀硬化，以提高合金的强度。 钛合金淬火应分为无相变淬火和相变淬火两种类型。 无相变淬火过程实质是把金属在较高温度下固有的状态保持到低温，并由此形成过饱和固溶体。钛合金的无相变淬火既可由β区进行(β合金)，也可由(α+β)区进行。 钛合金的相变淬火或马氏体淬火同样可由β区或(α+β)区进行，主要特点是可使钛合金发生马氏体转变并形成α′和α″。 淬火后的室温组织形态主要取决淬火加热温度和冷却温度。(α+β)合金在(α+β)区上部加热淬火时，得到了马氏体相，而从(α+β)区下部淬火则得到不稳定β相。 对于β型合金情况稍有不同，为了经过淬火处理后获得单一介稳β相组织，以改善合金的工艺塑性，合金的加热温度高于临界点TB。另外，为保证时效后达到更高的强度也需采用高温淬火。再考虑到β型合金合金化程度高，临界点低(如TB1及TB2合金的TB=750℃，而(α+β)型的TC4合金TB则高达980～1000℃)，因此，在稍高于临界点的β区加热后并不致于导致严重的脆性。鉴于上述原因，国产β型合金TB1及TB2均在高于TB温度下淬火处理。 (α+β)型合金淬透性差，如TC4为25mm，TC6为40mm，故只适合小尺寸零件。β型合金TB1及TB2的淬透性较高，可达150～200mm，一般尺寸的零件在空冷的条件也可获得单相β组织。 2.时效 对于(α+β)型及近β型钛合金，其平衡条件下的组织为α+β。不同的合金其差异仅在于α和β两相所占的比例，而这个比例是随时效加热温度不同和加热保温时间长短有所变化。例如经热处理强化的BT3-1合金中β相的含量为19%，经过长时(15000h以上)加热后，β相的含量为8%。 淬火形成的介稳定相，无论是马氏体α′，α″或ω相及介稳β相，在时效过程中均发生分解或析出，最终产物皆为(α+β)相，只不过是转变机制和程度不同而已。
钛合金热处理综述
钛合金热处理综述 姓名学号
目录 引言...................................................... 一、钛合金在航空航天的应用.............................. 二、钛合金综述.......................................... 1.钛合金的分类及特点 A.分类 B.各类钛合金的特点 2.合金元素 A.合金元素分类 B.合金元素作用 3.钛的相变 A.同素异构转变 B.β相转变
C.时效过程中亚稳定相的分解 D.钛合金二元相图 三、热处理引言.......................................... 四、热处理基本原理...................................... 4.退火 A.回复 B.再结晶 C.去应力退火 D.简单退火 E.完全退火 F.等温退火和双重退火 G.真空退火
5.固溶与时效处理（强化热处理） A.固溶处理 B.时效处理 C.固溶-时效处理 6.形变热处理（热机械处理） 7.化学热处理 五、热处理缺陷和防治.................................... 六、钛合金组织与性能.................................... 1.钛合金相组成 2.钛合金组织类型 A.魏氏体组织 B.网篮组织
C.等轴组织 D.双态组织 3.钛合金的热处理与组织、性能的关系 A.常规拉伸性能 B.疲劳性能 C.断裂韧性 D.应力腐蚀断裂 七、钛的表面热处理...................................... 1.渗无机元素表面热处理 A.渗碳 B.渗氮 C.渗硼
钛合金的固态相变
钛合金的固体相变 简介 钛属于ⅣB族元素，原子序数为22，它在地壳中的丰度为0.6%，是地壳中储量较丰富的元素之一，在金属元素中仅次于铝、铁、镁，占第四位。钛自其发现到发展至如今已经过了200多年的历史，从工业价值、资源寿命和发展前景来看，钛仅次于铁、铝，被称为正在崛起的第三金属。 与其他材料相比，钛具有下列优异的性能。 （1）钛的密度小、强度高、比强度大。钛的密度为4.51g·cm-3，仅为铁的57.4%，铜的50.7%，不到铝的两倍，强度却比铝大三倍。钛合金的比强度是常用工业合金中最大的，为不锈钢的3.5倍，是铝合金的1.3倍，是镁合金的1.7倍，所以钛是航空航天工业必不可少的结构材料。 （2）耐蚀性能优异。由于钛能在表面形成致密的钝性氧化膜，所以钛在海水、湿氯气、亚氯酸盐及次氯酸盐溶液、硝酸、铬酸、金属氯化物、硫化物、除草酸和大于10%的甲酸外的有机酸、5%以下的硫酸、盐酸、磷酸等很多腐蚀性介质中不被腐蚀。钛在海水中可保持5年不锈蚀，耐蚀性远远超过不锈钢（3）耐热性能好。钛的耐热性能好，通常铝在150℃，不锈钢在310℃即失去了原有的较高的力学性能，而钛合金在500℃左右仍保持良好的力学性能，有些钛合金的工作温度可高达600℃。 （4）低温性能好。某些钛合金的强度随温度的降低而提高，但仍然保持很好的塑性，在–200℃下仍有较好的延性及韧性。 （5）钛具有良好的生物相容性。医疗用钛合金骨骼、关节，血管支架等等，具有不锈钢等所没有的对人体无排异性的性能[5]。 （6）钛具有无磁性。在20粤斯特条件下，其磁导率为1.00005~1.0001H·m-1，在很强大的磁场中也不会被磁化。 （7）除此之外，钛还有很多其他优异性能，如吸氢功能，能与铌合成超导合金，与镍合成记忆合金等。 钛的主要相及其结构 纯钛在固态下有两种同素异构体，常温下以密排六方(hcp)晶格结构存在，称之为α钛。hcp单元晶胞如图1-1左图所示，在室温下点阵常数a=0.295nm，c=0.468nm。纯钛的c/a=1.587，小于理想hcp结构的c/a值1.663，(0001)是称为底面(basal plane)，为密排面；(1010)称为棱柱面，(1011)称为棱锥面；a1、a2、a3轴是密排方向，即<1120>方向。当温度升到882.5℃以上时，变成体心立方(bcc)晶格结构，称之为β钛。bcc单元晶胞如图1-1右图所示，(110)为密排面，密排方向为<111>，900℃时，点阵常数a=0.332nm。