钛合金材料及其热加工讲座20071.4.11课件

1、钛合金材料及其热加工讲座 1一、钛和钛合金的基本知识纯钛1）高纯度钛的特性 具有同素异晶转变的特性 钛在固态随着温度的改变，其原子排列的晶体结构要发生变化（组织转变）。 高纯度钛的组织转变温度为882.5。也就是说，在882.5以下，是密排六方晶体的-Ti (相), 在882.5以上，是体心立方晶体的-Ti（相）。 可见， 882.5这个温度是纯钛发生组织转变（相 相）的温度。 因之，将其称为相变点。2 由-Ti 转变-Ti（ 相转变相 ），其塑性变形的能力发生了变化。 为什么？ 因为金属塑性变形（锻造）时，首先是沿着晶体中原子排列最密的晶面和晶向优先产生滑移。 为什么？ 因为原子密度最大的晶

2、面原子间距小，原子结合力强，而晶面的间距增大，则晶面间结合力较弱，滑移阻力当然就小，显然易成为滑移面。而-Ti是密排六方晶体，其原子排列最密集的晶面只有1个，即 0001面。3 但条件变化了，如加热、大变形、高速变形，那么，次要滑移面也将产生滑移。 在体心立方晶体中，主要滑移面次要滑移面共有48个。当然，滑移容易了，也就是说塑性好了。 -Ti（相）是体心立方晶体，体心立方晶体原子排列最密的晶面有6个110，但滑移方向只有2个，所以滑移系数目62=12个。5 由此，给我们的启示： 钛合金为什么一般不能冷变形？ 又为什么发展近锻造、 锻造？ （除了发挥材料性能） 为什么要严格控制钛合金终锻温度？

3、为什么在高速锤上变形、金属填充 性能特别好（一般一锤成形）？均与含量有关6 化学性能活泼、容易氧化 高纯度钛的熔点为16684，比铁(1539)、钴(1500 )、镍(1450 )的熔点还高。 如果单从熔点来讲，似乎钛是很好的耐热材料，可是很遗憾，自二次世界大战出现低于400 使用的TC4钛合金以来，六十年过去了，钛合金的使用温度仍然限于600 。 而将铁、钴、镍加入到钢中形成的铁基、钴基、镍基黑色高温耐热合金，其使用温度可达到900。 那么为什么？7原因：高温下氧对钛的玷污速率很高控制的杂质氧含量0.15%氧化膜基体金属的界面 钛金属(如钛棒)在空气中也会氧化的，形成一层很薄的淡黄色的氧化膜

4、，如图黄色的外圈。 一般讲，技术条件控制钛金属中杂质氧含量0.15%（为什么？） 因为氧增加一点点，塑性()大大下降。所以，当b低时，也不要轻易放松氧含量的控制要求。对冶金厂来讲，提高强度并不难，降低海绵钛的品位就可以解决，但是氧含量 ， 。所以，冶金厂也不会随便提高氧含量。8 讲到这里，你们可能会问，钛合金不要在氧化性气氛中加热，而是在还原性气氛中加热不是更好吗？ 回答是肯定的：不行。即使没有电炉的条件下，宁可在油炉中加热。 为什么？ 氢对钛合金性能的影响远比氧大得多，要发生氢脆。所以，技术条件控制的氢含量50，表示材料或工艺是稳定的，因为稳定性好。否则就判为不合格。当然，一般条件2/150

5、，但合金（Ti40）或锻造就不好说了。14 另一种微观指标 K1C 科学已发展到衡量材料性能，不能单从宏观角度来考虑了，而是可用微观力学性能来表征了，K1C就是表征材料抵抗裂纹扩展的能力。 当然，微观指标比宏观指标更重要，更能评价材质的优劣。 但是，不管用或K1C表征材料（锻件或构件）的稳定性，都属于表面稳定性。 影响材料（锻件或构件）热稳定性的另一个因素内部组织转变。15 冶金热稳定 主要是材料内部相分解、相析出引起的热稳定性下降。 残余相中析出s相（硬脆相） 形成有序相，致使晶体结构 发生变化现在讲不清楚，以后再分析 这里要特别强调的，也是你们应该注意的，有三点： 试样（热稳定）要求磨削加

6、工，最好用60粒度的 TiS砂轮，乳化液冷却。 试样加工后，用丙酮擦洗。 装夹时最好戴上手套，特别是夏天，尽可能不用 汗手扶摸。16 导热系数小 Al 0.52卡/厘米秒度 15倍 Fe 0.19卡/厘米秒度 5倍 Ti 0.036卡/厘米秒度 以此为1 所以，钛合金不采用快速加热，也不采用低温预热，否则保温时间太长，而是炉温到预定温度后一次直接放入高温区加热。 保温时间：0.51.0分钟/毫米，一般取0.60.8 分钟/毫米, 热态回炉减半。17 摩擦系数大 就是说比较粘，金属流动性不好，因此注意以下问题： 设计模具时，金属流动激烈处，圆角半角大一点。 锻造时，加强润滑。 毛坯喷涂玻璃润滑剂

7、，其作用： a. 减少加热氧化 b. 减缓冷却 c. 润滑作用18 这里，要特别介绍的，或者说要消除你们顾虑的，更要引起注意的热效应问题 钛合金摩擦系数大，那么锻造时金属流动激烈，是否会引起摩擦生热而出现温升（热效应）？ 答案是肯定的，会产生热效应的。 一般资料介绍可达3050，有些教科书上写着，可能高达100 以上。 假定是这样，那么，国内外传统的相变点以下40 50 的常规锻造，也只能得到网篮组织，甚至魏氏组织，无法得到等轴组织。20 膨胀系数小 热收缩率为钢的一半左右，模具设计时=0.70.8 高纯度钛的强度很低 b250300MPa, 7080 一般用于科研，没有工业应用价值。 但当其

8、中含有一定杂质时，将强烈地改变机械性能，但此时再也不能称为纯钛，而叫工业纯钛。21 H的危害性很大，极其微量的H能使材料变脆所谓氢脆。所以钛中含量必须严格控制，一般要求H含量小于0.0150.02%。 H对钛的冲击韧性影响最大23 由Ti和H的相图可知： H在钛中的溶解度比在钛中大得多 且H在钛中的溶解度随温度的降低而剧烈减少Ti-H相图H在-Ti中的溶解度曲线24Fe、Si与Ti形成置换式固溶体，尽管Fe、Si在纯钛中也是杂质，但不象O、N、C、H那样对Ti的性能影响大。含0.05Fe或Si，仅使钛的强度提高1012MPa。 但Fe、Si作为杂质时（Fe与Si也可作为合金元素加入Ti中），其

9、含量要求分别小于0.3%和0.15%。 Fe、Si不管是杂质还是添加元素，主要溶解于相中，它们是降低转变温度的，是稳定元素。26为了保证材料的塑性和韧性，在工业纯钛（TA1、TA2和TA3）和钛合金中，一般限制O含量小于0.150.2%，N含量小于0.050.08%，C含量小于0.10.2%，H含量小于0.0150.02%。 近20年来，国内外发展了一些间隙（杂质）元素特别低的高纯度钛合金。如美国标准纯钛的Ti-6Al-4V合金的O含量小于0.2%，C含量小于0.1%；而高纯度的Ti-6Al-4V（ELI）合金的O含量小于0.13%，C含量小于0.08%。因为O会增加Ti的冷脆性，并严重降低断

10、裂韧性。所以，高纯度钛合金适宜于低温或要求高的断裂韧性时使用。降低间隙元素含量可提高材料的断裂韧性。27 综上所述，钛中的间隙杂质虽然能提高钛的强度，但建议不要采用提高间隙杂质来提高钛的强度。 原因：这种杂质不仅严重降低合金的塑性和断裂韧性，而且会加快疲劳裂纹扩展速率，并使其他一些重要性能，如热稳定性，蠕变抗力，缺口敏感性等变坏。 此外，现用的和发展中的高强钛合金主要靠加入大量的合金元素来强化，这就需要基体元素钛有更高的塑性储备。所以提高钛的纯度（实际上是提高海绵钛的品位）是发挥合金潜力以及研制新的高强度、高塑性和高韧性钛合金的必要条件。28工业纯钛的特点： 从上表可以看到：随着纯度降低，或者

11、说杂质 含量增加，工业纯钛强度提高，塑性下降。 工业纯钛在退火状态下为单相的组织（一片 白色），工业纯钛属型合金，我国用TA表示。 工业纯钛不能采用热处理强化（退火是软化， 不是强化）。要想提高工业纯钛的强度，只能采用冷变形的所谓冷作硬化。用钣金成形的飞机蒙皮，其强度可达600MPa。 上面主要以纯钛来介绍其力学性能特点的，其实，对于钛合金来讲，同样存在同素异晶转变、化学性活泼、摩擦系数大、导热性差、线膨胀系数小等特点，以后就不再重复介绍了。30 下面对从事切削加工的听众，介绍一点切削加工方面的知识。 钛的化学性质活泼极易氧化，其结果在工件表面形成富氧层，实际上应叫做硬化脆性层。其厚度取决于加

12、热条件和合金牌号，对于型和近型合金来讲，最厚可达0.7mm，如果不经退火处理，一般的切削刀具是加工不动的。特别是刨削加工更困难，一般采用硬质合金刀具，切削速度 为15米/分左右。当富氧层去掉后，还是很好加工的。31 钛的导热性差，加工时应不断冷却刀刃，一般 用乳化液，也可用机油冷却，否则刀具寿命很低。 加工钛比钢需要更大的切削力，应采用刚度好的 机床进行车削加工，否则因弹性变形而影响精度。 磨削加工，除了降低磨削速度，还需不断冷却（乳化液）。 砂轮切割，尽可能少用，如用冷却；余量大 一点，至少35毫米烧伤区，做金相试样或性能 试样时，必须车或铣掉，否则容易出现假象。322、钛合金 所谓钛合金，

13、人为地在Ti中加入某些合金元素，其目的为了提高或满足某种机械性能。钛与合金元素的相互作用33影响钛与合金元素相互作用的基本因素 研制一个合金时，先考虑的问题是加入的元素： 与钛形成固溶体还是化合物 ； 与-Ti还是-Ti形成固溶； 溶解度有多大。 上述问题主要取决于加入元素的： 晶格类型； 电子层结构； 原子半径大小； 电子浓度等。 34钛与合金元素的相互作用众所周知，钛是过渡族金属元素，它最外层的电子结构3d24s2。 在元素周期表上有很多元素都能与Ti形成置换式固溶体。但是只有外层电子结构与Ti相近的元素才能有较大的溶解度。那么，哪些元素与Ti是同一过渡族，而且晶格类型相同，外层电子结构和

14、原子半径相近呢？35元素外层电子结构原子半径R，原子半径差（RT-Rx），晶格类型Ti（钛）Zr（锆）Hf（铪）3d24s2（d2s2）4d25s2（d2s2）5d26s2（d2s2）1.471.601.59-0.13-0.12 从上表可知，Zr与 Hf元素与Ti属于同一类，在固态都有相同的同素异晶转变，即在低温时为密排六方晶格，高温时为体心立方晶格。体心立方密排六方36因此，Zr、Hf既可在低温时溶解于-Ti ，又可在高温时溶解于-Ti中。 又因外层电子结构和原子半径相近，所以，两者在-Ti和-Ti中均能无限互溶，就是说加入多少可以溶解多少；而且是置换式的固溶。由于在-Ti和-Ti中的溶解能

15、力相同，所以又称为中性元素。与Zr、Hf元素具有类似特性的还有Sn（锡），但Sn在高温-Ti中不是无限的，而是有限的溶解。 Zr、Hf、Sn中，Hf是稀贵和稀缺元素，一般不用。Zr、Sn常用。37 那么，到底用Zr还是Sn，很有讲究。这里用TC11合金来举例： TC11合金是我国于70年代末80年代初仿制原苏联用于500的BT9热强钛合金，其名义成分为 Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si。 而原苏联于1958年研制这个合金时，最初用的是2.5Sn。后来发现加Sn的热强性不太好。于1966年以1.5Zr替代了2.5Sn，其目的在于提高持久和蠕变强度。 为什么以Zr代替Sn可提高

16、热强性呢？38 原因：Zr的熔点为1750，比锡的熔点231.9高得多。 一个钛合金的热强性（高温性能）取决于： 合金的熔化温度 再结晶温度 相变温度 加Zr意味着提高了合金的熔化温度。 这里再引入一个科学概念：熔化温度高的合金，其再结晶温度必然是高的。 道理很简单，高熔点元素加入到合金中，在提高合金熔化温度的同时，阻碍了合金再结晶过程的完成，也就是说提高了再结晶温度。39 同样道理，再结晶温度高的合金，其相变温度也是高的。为什么？ 因为只有再结晶过程结束后相变才开始。所以，合金的相变温度在很大程度上决定了这个合金的工作温度。 例如TC4的相变点正常情况下为1000，而TC11有时高达1020

17、1030。因此，TC4的使用温度低于400，而TC11可在500使用。 可见，发展热强钛合金一般选择不是降低而是提高相变点的合金元素是有道理的。如美国的 Ti-1100合金，英国的IMI834合金，两者的相变点为1015左右，可在600温度下使用。40同晶元素的加入量越多，合金组织中的相越稳定。当Mo、V含量达到某一临界值时，即使空冷也能将合金中的相保留到室温。这一临界值称为“临界浓度”。一个合金元素的临界浓度反映其稳定相的能力，临界浓度越小的元素，稳定相的能力越大，如Mo的临界浓度为11.0%（重量），而V为19.3%，Mo稳定相的能力几乎是V的一倍。Mo和V是开发高强合金的主要合金元素，但

18、常用的是Mo，如21S中有15Mo，中仅有11.5Mo，称为合金（又称亚稳定合金），而Ti-1023中，有10V，只能称为贫（近）合金。41在Ti中加入Mo、V、Nb、Ta来稳定相的一个特点，所得组织的稳定性好，且不会发生共析反应而使合金在一定条件下变脆。换句话讲，在合金中除了加入Mo、V、Nb、Ta以外，加入其他稳定元素，如常用的元素Cr、Mn、Fe、Co、W、Cu、Ni、Si等都会发生共析反应，只是反应速度快慢而已。42共析元素的特点： 它们在-Ti和-Ti中均为有限溶解，但在-Ti中的溶解度比-Ti中大得多。因为毕竟是稳定元素，当然主要溶解于相中来稳定相和固溶强化相。 这类元素与相形成的

19、固溶体，在一定条件下要发生共析反应，其结果将相分解为固溶体和相。而相通常是以金属间化合物为基的固溶体。众所周知，在钛合金中凡是出现金属间化合物，一般都会使金属变脆。43 Ti与Cu、Ni、Si等非过度族元素形成的共析反应进行极快，在一般冷却条件下，不能阻止其共析反应。换句话讲，很难将加入这类元素的合金中的相固定（保留）到室温。我们把这类元素称为活性共析元素，有时干脆称之为快共析元素。 Ti与Fe、Mn、Cr等元素形成的共析反应进行极慢，在通常冷却情况下根本来不及进行。所以把这类元素称为非活性共析元素，也称慢共析元素。44 Fe、Mn、Cr是研制合金中最常采用的共析元素，Fe（5.25.7%wt

20、）、Mn（5.7%wt）、Cr（9.0%wt）稳定相的能力比Mo（11.0%wt）、V（19.3%wt）等大得多。但Fe、Mn、Cr毕竟是共析型元素，尽管在通常条件下共析反应来不及进行，可是来不及进行不等于不会进行，在一定温度场和应力场作用下，共析反应还是要发生的（共析反应的结果会使合金脆化）。所以，研制高温下工作的合金时，一般不宜将Fe、Mn、Cr作为主元素加入到合金中去。45 众所周知，真空自耗电弧熔炼的特点：边熔化边凝固。 钛合金化学成分的均匀性取决于：（1）电极中的合金料（海绵钛，加入的元素或中间合金）的均匀性；（2）熔炼过程中在有限的熔池中的搅拌。 如果压制电极用海绵钛，加入的元素、

21、合金、中间合金颗粒大小不合适；或布料不均；或因电极压制时焊接得不好，在熔化过程中有大块合金料掉入熔池又来不及熔化和搅拌均匀就凝固了。 从凝固条件来分析，可能产生斑点的原因： 合金元素的分配率；凝固速度；液相移动和扩散速度等等。其中影响最大的是合金元素的分配率。 上述诸多因素都有可能造成化学成分不均匀而形成偏析。46说明： 讲的是基本组织，实际上，工业用的钛合金， 即使在退火状态下，其组织还存在某些金属 间化合物，如硅化物（颗粒）、Ti3Al等， 但在分类时可以不考虑。 用加工的方法（ 锻造、处理）将高温 相保留下来得到全相，也算合金，称亚 稳定的合金。47 已经知道，-Ti是密排六方晶体，而A

22、l的加入，使-Ti的晶格发生弯扭，从而阻碍了原子再结晶过程中的定向移动，因而延迟了晶粒的聚集长大过程，那么要实现和完成再结晶，必须要更大的能量提高温度。所以，Al的加入提高了再结晶温度。 可见，再结晶温度是与相变温度有密切关系的。 再结晶温度高，合金的熔化温度就高。众所周知，决定金属热强性的基本因素是熔化温度。所以，提高金属熔化温度意味着提高工作温度。因此，近 合金是发展热强钛合金的方向。 这里，先提个问题：型钛合金（如TA7）锻造温度比（）型高还是低？48TA1TA2TA3除了Ti只有杂质 工业纯钛TA4 (Ti-3Al)TA5 (Ti-4Al)TA6 (Ti-5Al)TA7 (Ti-5Al

23、-2.5Sn)TA8 (Ti-5Al-2.5Sn-1.5Zr-3Cu）型钛合金 如果合金中没有稳定元素，或者很少，称为型合金。49 如果合金中稳定元素含量2，称为近合金。TC2: Ti-3Al-1.5Mn 中国Ti-1100: Ti-6Al-2.75Sn-4Zr-0.4Mn-0.45Si 美国IMI834: Ti-5.8Al-4Sn-3.5Zr-0.7Nb-0.5Mo-0.35Si 英国IMI685: Ti-6Al-5Zr-0.5Mo-0.25Si 英国Ti-679 (IMI679): Ti-2.25Al-11Sn-5Zr-1Mo-0.25Si 英国Ti-55: Ti-5.3Al-4.1Sn-

24、2Zr-1Mo-0.25Si-1Nd (钕-稀土) 中国BT18: Ti-(7.88.3)Al-(0.40.8)Mo-(7.88.5)Zr-(0.81.2)Nb 苏1963年研制 Ti-(7.28.2)Al-(0.21.0)Mo-(1012)Zr-(0.71.4)Nb 苏1986年研制BT20: Ti-(5.57.5)Al-(0.52.0)Mo-(0.81.8)V-(1.52.5)Zr 苏1964年研制TA15 (BT20): Ti-(5.57.0)Al-(0.52.0)Mo-(0.82.5)V- (1.5-2.5)Zr 中国标准50 如果合金中稳定元素含量在26，8，称为(+)型两相钛合金。

25、TC4: Ti-6Al-4VTC11: Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3SiTC6: Ti-(4.05.2)Al-(1.02.0)Mo-(1.5Zr2.5)Cr 苏1957年研制 Ti-(4.06.2)Al-(1.02.5)Mo-(1.5Zr2.5)Cr 苏1958年研制 Ti-(5.26.8)Al-(2.03.0)Mo-(1.5Zr2.5)Cr-(0.10.7)Fe 苏1965年研制BT3-1: Ti-(4.56.2)Al-(1.02.5)Mo-(1.5Zr2.5)Cr-(0.51.5)FeTi6242S: Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.08Si 中国研制51(+

26、)型（TC4、TC6、TC11、Ti6242）+型（TA4、TA5、TA6、TA7、TA8）近型（Ti-55、IMI679、IMI685、IMI834、Ti-1100、BT18、BT20 ）近型（Ti-1023、Ti-17、21S）型（TB1、TB2、Ti-40、 Alloy C）型()型型T稳定元素含量（）52由上图可以看到： 型钛合金 相变点很高，几乎任何温度下都是单一的相。因此，要改善工艺塑性，需提高加热锻造温度。TA7就是这样，只有在相变点附近锻造，否则很容易锻裂。原因： 密排六方晶体，滑移数目只有三个，工艺塑性很差。533、不同组织的力学性能组织决定性能组织类型室温拉伸热稳定高温性能

27、断裂韧性疲劳性能强度塑性强度塑性拉伸持久蠕变K1CDa/dN低周高周等轴好最好好好一般差差最差快较差好双态与等轴同一水平高于等轴较好较快较好高于等轴三态高于等轴与等轴同一水平高于双态高于双态慢高于双态好网篮高于等轴差好差高于双态好慢高于等轴差魏氏较差最差差最差较差差最快差差54 从时效曲线、高低强度条件下的力学性能，可以看出几点重要结论：在一定的时效温度下，()区的变形量对强度(高或低强度条件下)影响均不大增加()区变形量，将使塑性提高，断裂韧性降低 原因：增加()区的变形量会将以两种方式影响显微组织 减少针(或片)状的同时增加等轴含量 减少晶界，也有利于提高塑性55在低强水平下，塑性和断裂韧

28、性(与高强度相比)提高的原因：提高时效温度，使次生相粗化（减少界面相，降低强度，而塑性、韧性提高）提高时效温度，增加了颗粒之间的间距(颗粒长粗)，从而能降低转变基体中次生相的缺口敏锐度（提高了塑性和韧性）56关于缺口疲劳性能问题 ()区变形量越小，针状越多，缺口疲劳寿命越高 ()区变形量越大，等轴越多，缺口疲劳寿命越低 原因： 缺口疲劳寿命是受裂纹扩展控制的，而无论在哪，针状相均使材料的抗裂纹扩展性能提高，所以针状多，缺口疲劳寿命高。57关于光滑疲劳性能问题 ()区变形量增大，等轴量增加，从而有利于改善光滑疲劳寿命，原因： 光滑疲劳性能是受裂纹起始控制的，等轴多塑性好，塑性好裂纹起始延迟。 所

29、以，显微组织与加工过程的依赖关系是： 等轴多，塑性高，裂纹起始延迟(形核寿命长)，光滑寿命高。 片状多，光滑疲劳寿命短，因裂纹扩展开始早。581、型钛合金的热处理+型近型(+)型近型型T稳定元素含量（）TA7: Ti-5Al-2.5Sn其中：Al元素溶于相，起稳定相和提高强度、耐热 性和减小比重的作用。Sn元素溶于相，起辅助强化的作用，又不明显 降低塑性，并可减少吸氧防污的优点。稳定元素0，一般采用退火处理，其组织为单 相-固溶体，故不能热处理强化。 592、近型钛合金的热处理 以Ti-679合金、BT20合金为例介绍：+型近型(+)型近型型T稳定元素含量（）Ti-679: Ti-2.5Al-

30、11Sn-5Zr-1Mo-0.25Si其中： Al为稳定元素，强化相 Mo为稳定元素，强化相 Sn、Zr为中性元素，强化、相 Si形成Si化物颗粒，提高蠕变性能BT20：Ti-(5.5-7.5)Al-(0.5-2.0)Mo-(0.8-1.8)V-(1.5-2.5)Zr60 近型合金由于等轴相比例多，热处理强化效果不明显，对于Ti-679合金采用标准热处理。 900固溶1小时空冷500时效24小时空冷时效处理（又称双重退火处理）固溶的作用： 初生等轴化 在900高温下保温1小时，初生聚集、合并、球化以提高塑性。 相浓度均匀化 在900 高温下保温1小时，由于原子的扩散作用，促使、晶粒中化学成分均匀化，即使、稳定元素均匀化。61 相比例均匀化 由于变形程度、终锻温度不一样和变形不均匀，在未经热处理