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度。同素异晶转变β882.5℃发生同素异晶转变：（密排六方→β（体心立方，αβ相完全符合布拉格的取向关系。扫描电镜的取向成像附件技术（Orientation-ImagingMicroscopy,OIM）α/β影响合金的力学性能。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200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。钛和钛合金的同素异晶转变具有下列特点：新相和母相存在严格的取向关系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倾向特别大，极易形成粗大晶粒。β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。β相在冷却时的转变410℃/s410～20℃/s时,状转变；冷却继续降低，将以扩散型转变为主。β相在快冷过程中的转变α"ωβ等亚稳定相。马氏体相变βαββ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。MS降低至室温一下，ββββ相。β表示。β表示。相。⑥马氏体相变开始温度MS；马氏体相变终了温度Mf。Al、Sn、Zrαβ相变点升高；V、Mo、Mn、F、Cr、Cu、Siα相区（β相区β相变点降低。⑧ββ相变点，β相将快ββ⑨β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，MS

M越低。f、f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。αα′′合金的强度、硬度、特别是屈服强度明显下降。ββ相的一定晶面形ω相变种新相—ω相，ω80%以上。相具有六方晶格，与母相共生，并有共格关系。ωω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ωβω相,ββ500ωωω相加热到较高温度，ω相会消失。⑤ωω80%以上，合金会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。⑥ωαω性。β亚稳定相βββ′ββ′相在应力作用会发生马氏体转变使合金强化。β相在慢冷过程中的转变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ααα组织。αα在晶界形核，向晶内生长，贯穿整个晶粒。钛合金的亚稳相图t0Ck线为马氏体相变开始线，也称Ms线；t0C1线为马氏体相变终止线，也称Mf线。合金元素含量大于临界浓度

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。β相共析转变及等温转变1.共析转变β共析元素（铬、锰、铁、钴、镍、铜、硅）成分和温度范围内发生共析反应，即：βα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，共动能力就越差，共析反应速度越慢。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。α-Tiβββ-Tiβ的分解。2.等温转变在高温区保温时，βα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。在低温区域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。β稳定化元素含量的增加，C曲线向右下方移动。α稳定元素（铝、氧、氮）αβ相分解，C左移。βαβ相分解，C曲线左移。时效过程中亚稳定相的分解、、ωβ（Mα+β淬火时效强化的基本原理。马氏体的分解的分解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过渡相→α+TixMy 方式分解③含非活性共析元素的钛合金按α′→β→β+TixMy 方式分解α′′的分解300~400400~500的α+β同晶型合金）共析型合金）中间过渡阶段。ω相的分解ωβα-Ti中一种过饱和固溶体，分解的最终产物是α+β相。β相的分解ββωαβ相组织。αββ相的溶质原子贫化区均匀地分布在整个基体上

高度弥散，所以可以利用低温回贫火细化合金的组织，获得高度弥散的α+β相组织，改善合金的力学性能。合金浓度较低的合金在高温（>500℃）时效时，亚稳β

→α+β分亚

中直接析出α；合金浓度较高的合金在低温（300~400℃）时效时，亚β相按

→β+ω′→β+ω′+α→α+β分解，经过中间过渡ω相，并逐步转变亚α+βωω相

→β+ββ+β′+α→αβ β相，然后亚再转变为平衡组织α+β。ββ相相同的晶体结构。ω相，其结构和性能与淬火形成的ωω相的转变伴随有成分的变化，因此它属于扩散型转变。钛合金的热处理及其对性能的影响钛合金热处理基础少数钛合金系（Ti-Cu）β→α相变强化。ω相均匀细小，析出明显强（硬）此，ω相沉淀硬化是难以接受的。通过不同冷却速度，可以得到不同形态的αββαβ稳定元素的合金已相分解以非形核长大过程，发生无扩散（针状及块状（溶质含量高时生成αα相。αααβ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相组织。α+βα+βαβ相转变产物，则断裂韧性较高。βα相析出。钛合金热处理特点的亚稳定相（包括马氏体相）的时效分解。ωω相会使合金变脆。同素异构转变难于细化晶粒。αββ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。β相变点差异大。ββ晶粒长大倾向大。β晶粒粗化可使塑性急剧下降。3.钛合金热处理的种类αβα+β热处理方式，这两类合金不能进行热处理强化。α+ββ型钛合金，它们淬火可获得马氏体β用。两相钛合金的热处理分为β热处理和α+β相区热处理。金的韧性；在还原气氛中加热，易造成氢脆。退火退火的目的是消除内应力，提高塑性和稳定组织。αβ阻止α相的析出。ββ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β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粒，同时存在αβ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αβ相充分能的稳定，常采用此类退火。⑤等温退火600~650℃）ββ相稳定性β⑥真空退火650~8501×10-1Paββ相中的溶解度较大（2α相的溶解很低（0.001%~0.002%）,Ti2化合物相）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。淬火时效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：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相中所ββββ亚稳相分解为弥散相使合金强化。衡相弥散分布强化。α+ββ型钛合金。ββ形成马氏体。αβ型钛合金的强化机制取决于淬火组织（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α′′，α′α′′α′βββ相的数量就越多，时效效果就越大。βCk时，淬火可全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（β相的能力越强的元素②热处理工艺对热处理强化效果的影响淬火温度越高，时效强化效果越显著，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βαββ稳定β③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。形变热处理将形变（锻、轧等）40%~85%后迅速淬火，50%后，再进行常规的时效处理。α+ββ40%~70%。β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。ββ相的数αβ型钛合金形变β型钛合金的淬透性好，可采用空冷。在缓慢冷β(4)化学热处理等）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