1、第4章 鈦合金的相變及熱處理可以利用鈦合金相變誘發的超塑性進行鈦合金的固態焊接，接頭強度接近基體強度。4.1 同素異晶轉變1. 高純鈦的相變點為882.5，對成分格外敏感。在882.5發生同素異晶轉變：（密排六方）（體心立方），相與相完全符合布拉格的取向關系。2. 掃描電鏡的取向成像附件技術（Orientation-Imaging Microscopy , OIM）3. /界面相是一種真實存在的相，不穩定，在受熱狀況下發生明顯變化，嚴峻影響合金的力學性能。4. 純鈦的轉變的過程簡潔進行，相變是以集中方式完成的，相變阻力和所需要的過冷度均很小。冷卻速度大于每秒200時，以無集中發生馬氏體轉變，試

2、樣表面消滅浮凸，顯微組織中消滅針狀 。轉變溫度會隨所含合金元素的性質和數量的不同而不同。5. 鈦和鈦合金的同素異晶轉變具有下列特點：（1） 新相和母相存在嚴格的取向關系（2） 由于相中原子集中系數大，鈦合金的加熱溫度超過相變點后，相長大傾向特殊大，極易形成粗大晶粒。（3） 鈦及鈦合金在相區加熱造成的粗大晶粒，不像鐵那樣，利用同素異晶轉變進行重結晶使晶粒細化。鈦及鈦合金只有經過適當的形變再結晶消退粗晶組織。4.2 相在冷卻時的轉變冷卻速度在410/s以上時，只發生馬氏體轉變；冷速在41020/s時,發生塊狀轉變；冷卻連續降低，將以集中型轉變為主。1. 相在快冷過程中的轉變 鈦合金自高溫快速冷卻時

3、，視合金成分不同，相可以轉變成馬氏體或"、或過冷等亞穩定相。（1） 馬氏體相變 在快速冷卻過程中，由于相析出相的過程來不及進行，但是相的晶體結構，不易為冷卻所抑制，仍舊發生了轉變。這種原始相的成分未發生變化,但晶體結構發生了變化的過飽和固溶體是馬氏體。 假如合金的溶度高，馬氏體轉變點MS降低至室溫一下，相將被凍結到室溫，這種相稱過冷相或殘留相。 若相穩定元素含量少，轉變阻力小，相由體心立方晶格直接轉變為密排六方晶格，這種具有六方晶格的過飽和固溶體稱六方馬氏體，以表示。 若相穩定元素含量高，晶格轉變阻力大，不能直接轉變為六方晶格，只能轉變為斜方晶格，這種具有斜方晶格的馬氏體稱斜方馬氏體

4、，以表示。 馬氏體相變是一個切變相變，在轉變時，相中的原子作集體的、有規律的進程遷移，遷移距離較大時形成六方相，遷移距離較小時形成斜方相。 馬氏體相變開頭溫度MS ；馬氏體相變終了溫度Mf 。 鈦合金中加入Al、Sn、Zr將擴大相區，使相變點上升；V、Mo、Mn、Fe、Cr、Cu、Si將縮小相區（擴大相區），使相變點降低。 相中原子集中系數很大，鈦合金的加熱溫度一旦超過相變點，相將快速長大成粗晶組織，即脆性，故鈦合金淬火的加熱溫度一般均低于其相變點。 相穩定元素含量越高，相變過程中晶格改組的阻力就越大，因而轉變所需的過冷度越大，MS 、Mf越低。 六方馬氏體有兩種組織形態。合金元素含量少時，M

5、S 點高，形成塊狀組織，在電子顯微鏡下呈板條狀馬氏體；合金元素含量高時，MS點低，形成針狀組織，在電子顯微鏡下呈針狀馬氏體。板條狀馬氏體內有密集的位錯，基本沒有孿晶；針狀馬氏體內有大量的細孿晶。 鈦合金的馬氏體不能顯著提高合金的強度和硬度。鈦合金的馬氏體的硬度只略高于固溶體，對合金的強化作用較小。當合金中消滅斜方馬氏體時，合金的強度、硬度、特殊是屈服強度明顯下降。 鈦合金的馬氏體相變屬于無集中型相變，在相變過程中不發生原子集中，只發生晶格重構，具有馬氏體相變的全部特點。動力學特點是轉變無孕育期，瞬間形核長大，轉變速度極快，每個馬氏體瞬間長到最終尺寸；晶體學特點是馬氏體晶格與母相相之間存在嚴格取

6、向關系，而且馬氏體總是沿著相的肯定晶面形成；熱力學特點是馬氏體轉變的阻力很大，轉變時需要較大的過冷度，而且馬氏體轉變的持續進行只能在越來越低的溫度進行。（2） 相變 當合金中元素含量在臨界濃度四周時，快速冷卻時，將在合金組織中形成一種新相相，相尺寸很小，高度彌散、密集，體積重量可達到80%以上。相具有六方晶格，與母相共生，并有共格關系。 當合金元素的原子與鈦原子半徑相差很小時，對相外形起作用的是表面能，相呈橢圓形；當合金元素的原子與鈦原子半徑相差較大時，對相外形起作用的是界面應變能，相呈立方體形。 的轉變是無集中相變，極快的冷速也不能抑制其進行，晶格構造以無集中的共格切變方式由體心立方改組為六

7、方晶格，但相長大要依靠原子集中。 穩定元素的濃度超過臨界濃度的合金，淬火時不形成相,但可以得到亞穩定相，亞穩定相在500一下回火轉變為相，稱為回火相。將回火形成的相加熱到較高溫度，相見消逝。 相硬度很高，脆性很大，位錯不能在其中移動，顯著提高合金的強度、硬度、彈性模量，但使塑性急劇下降。當相的體積分數達到80%以上，合金會完全失去塑性；假如相的體積分數把握適當（50%左右），合金具有較好的強度和塑性的協作。 相是鈦合金的有害組織，加入鋁能促進回火時相形成，降低相的穩定性。（3） 過冷亞穩定相 當穩定元素含量較高時，淬火時將保留結構，稱為相，即亞穩定相。這種淬火屬無多型性轉變的淬火，即固溶處理。

8、由固溶處理得到的高強度合金化相在隨后的時效時可使合金顯著強化。相在應力作用會發生馬氏體轉變使合金強化。2. 相在慢冷過程中的轉變（1） 相的析出過程是一個形核和長大的過程，當冷卻速度很慢時，由于產生的過冷度很小，晶核首先在晶界形成，并在晶界區長大成為網狀晶界，同時由晶界向晶內生長，形成位向相同，并相互平行排列的長條狀組織，一般稱為平直的組織。（2） 若冷卻速度不夠慢，則在晶粒內部也可形核，并長成片叢；若冷速極慢，在晶界形核，向晶內生長，貫穿整個晶粒。3. 鈦合金的亞穩相圖（1） t0Ck線為馬氏體相變開頭線，也稱Ms線；（2） t0C1線為馬氏體相變終止線，也稱Mf線。（3） 合金元素含量大于

9、臨界濃度Ck，但不超過某些成分范圍的合金，淬火所得的亞穩態相，受到應力作用將轉變為馬氏體，稱為應力誘變馬氏體。其具有低的屈服強度、高應變硬化速率及均勻伸長，并具有較高的塑性。4.3 相共析轉變及等溫轉變1. 共析轉變(1)鈦與共析元素（鉻、錳、鐵、鈷、鎳、銅、硅）組成的合金系，在肯定的成分和溫度范圍內發生共析反應，即： + TixMy(2)共析轉變溫度較高的合金系（鈦與硅、銅、銀等活性元素組成的合金系），共析反應簡潔進行而且反應極快，淬火都不能抑制其發生；共析溫度越低，原子活動力量就越差，共析反應速度越慢。(3)同一合金系中，穩定元素含量越高的合金，共析反應速度越慢。(4)與-Ti形成間隙固溶

10、體的元素氧、氮、碳降低相的穩定性，加快過冷相的分解過程；與-Ti形成間隙固溶體的元素氫，阻礙過冷的分解。(5)共析轉變產物對合金的塑性及韌性格外不利，并降低合金熱穩定性。2.等溫轉變(1)在高溫區保溫時，相直接析出相。隨等溫分解溫度降低，分解產物越細，相彌散度越大，合金強度和硬度就越高。(2)在低溫區域（<450）保溫時，由于原子集中比較困難，相不能直接析出相而先形成過渡相，然后隨等溫時間的延長再轉變為相。(3)隨著加入的穩定化元素含量的增加，C曲線向右下方移動。(4)若加入穩定元素（鋁、氧、氮）則促使相形核，加速相分解，C曲線左移。(5)提高固溶溫度將增加過冷相中的空位濃度，塑性變形則

11、有利于相在滑移帶上析出，加速相分解，C曲線左移。4.4 時效過程中亞穩定相的分解鈦合金淬火形成的亞穩相、即過冷相，在熱力學上是不穩定的，加熱會發生分解，最終的分解產物均為平衡組織+（或+TixMy）。在時效分解過程的肯定階段，可以獲得彌散的+相，使合金產生彌散強化，這就是鈦合金淬火時效強化的基本原理。1. 馬氏體的分解(1) 六方馬氏體的分解含同晶元素的鈦合金按 + 方式分解含活性共析元素的鈦合金按 過渡相+TixMy 方式分解含非活性共析元素的鈦合金按 +TixMy 方式分解(2)斜方馬氏體的分解斜方馬氏體在300 400即發生快速分解，在400 500可獲得彌散度高的+的混合物，使合金彌散

12、強化。斜方馬氏體在分解為最終的平衡狀態產物+（Ti-同晶型合金）或+TixMy（Ti-共析型合金）之前，要經受一系列簡單的中間過渡階段。2. 相的分解 相是穩定元素在-Ti中一種過飽和固溶體，分解的最終產物是+相。3. 亞穩相的分解（1） 當加熱溫度較低時，亞穩相將分解為很多微小的溶質原子貧化區與其相鄰的溶質原子富集區；隨著加熱溫度上升或加熱時間延長，則視相化學成分不同從溶質原子貧化區中析出相或相，并最終形成 +相組織。（2） 由于平衡的相是在相的溶質原子貧化區的位置上形核析出，而相的溶質原子貧化區均勻地分布在整個基體上（貧高度彌散），所以可以利用低溫回火細化合金的組織，獲得高度彌散的 +相組

13、織，改善合金的力學性能。（3） 合金濃度較低的合金在高溫（>500）時效時，亞穩相按 亞 + 分解，從亞中直接析出 ；合金濃度較高的合金在低溫（300 400）時效時，亞穩相按 亞 + + + 分解，經過中間過渡相，并逐步轉變為平衡組織 + ；對合金濃度高或添加抑制形成元素的合金，當過渡相不能消滅時，合金按亞 + + + 分解，先形成過渡相，然后再轉變為平衡組織 +。（4） 過渡相的外形是尺寸微小的粒子，具有與亞穩相相同的晶體結構。（5） 時效過程中形成的過渡相，其結構和性能與淬火形成的相相像，但時效時形成的過渡相的轉變伴隨有成分的變化，因此它屬于集中型轉變。4.5 鈦合金的熱處理及其對

14、性能的影響1. 鈦合金熱處理基礎（1） 少數鈦合金系（Ti-Cu系，）可以進行時效析出金屬間化合物強化：大多數鈦合金只是通過熱處理把握 相變強化。（2） 相均勻細小，析出明顯強（硬）化合金，但一般同時引起嚴峻脆性。因此，相沉淀硬化是難以接受的。（3） 通過不同冷卻速度，可以得到不同形態的相。慢冷時，由相中析出，得到片層魏氏組織及沿相晶界的相；快冷時，含有較高穩定元素的合金已得到一種籃網組織；再增加冷卻速度，相分解以非形核長大過程，發生無集中馬氏體相變，生成六方相（針狀及塊狀）及正交馬氏體相（溶質含量高時生成）。（4） 不同形態和不同尺寸的相通過熱機械處理，可以得到等軸相。（5） 近鈦合金可通過

15、把握冷卻速度得到細的籃網組織，這種組織在低溫低周疲憊條件下，裂紋長大速率比具有片狀相的合金低的多。因此，近合金通常在相區固溶以得到好的蠕變抗力，同時要適當快冷以得到大面積的籃網狀相組織。（6） 對于 +鈦合金，通過淬火時效得到細晶粒 +結構，初生相的比例要相對較高，可得到很好的熱疲憊性能。假如提高固溶溫度，得到較多的大晶粒相轉變產物，則斷裂韌性較高。（7） 冷加工將促進相分解和相析出。2. 鈦合金熱處理特點(1) 馬氏體相變不引起合金的顯著強化。鈦合金的熱處理強化只能依靠淬火形成的亞穩定相（包括馬氏體相）的時效分解。(2) 應避開形成相。形成相見使合金變脆。(3) 同素異構轉變難于細化晶粒。(

16、4) 導熱性差，導致鈦合金，尤其是 +合金的淬透性差，淬火熱應力大，淬火時零件易翹曲。鈦合金變形使局部溫度有可能超過相變點而形成魏氏組織。(5) 化學性活潑。熱處理時，鈦合金易與氧和水蒸氣反應，在工件表面形成具有肯定深度的富氧層或氧化皮，使合金性能變壞；簡潔吸氫，引起氫脆。(6) 相變點差異大。(7) 在相區加熱時晶粒長大傾向大。晶粒粗化可使塑性急劇下降。(8) 片層結構的晶粒尺寸隨著冷卻速度的提高和保溫時間的降低，晶粒變細。3. 鈦合金熱處理的種類 退火應用于各種鈦合金，是型合金和含少量相的 +型鈦合金的唯一熱處理方式，這兩類合金不能進行熱處理強化。 淬火時效可用于 +、+TixMy和亞穩型

17、鈦合金，它們淬火可獲得馬氏體或亞穩相。淬火時效屬于強化熱處理，可顯著提高合金的強度，主要是借助固溶體相的彌散硬化。金屬間化合物的沉淀硬化作用只是在一些耐熱鈦合金中接受。 兩相鈦合金的熱處理分為熱處理和 +相區熱處理。在高溫下鈦表面氧化速率顯著增加，氧、氮等原子會滲入金屬內層，降低合金的韌性；在還原氣氛中加熱，易造成氫脆。(1) 退火 退火的目的是消退內應力，提高塑性和穩定組織。 鈦合金經變形加工制成的半成品或零件，在退火加熱時，主要發生再結晶。 鈦合金中穩定元素含量越高，相越穩定，的轉變過程緩慢，空冷能阻擋相的析出。 大多數鈦合金的相轉變溫度均高于其再結晶溫度，只有一些穩定元素含量很高的合金的

18、相變溫度接近或低于再結晶的終了溫度。 在相變點以上加熱，晶粒快速長大，使合金的塑性下降。去應力退火 退火溫度較低，低于合金的再結晶溫度，一般在450650之間。退火過程主要發生回復，組織中空位濃度下降，發生部分多邊化，形成亞結構。去應力退火不能完全消退內應力，保溫時間越長，應力去除越徹底。退火后，合金的屈服強度有所降低。一般退火 退火溫度一般與再結晶溫度相當或略低。退火后的組織多半還處在再結晶開頭或部分再結晶階段。經過變形的半成品進行一般退火時，其組織發生完全多邊化和部分在結晶及熱處理得到的一些亞穩相發生分解，從而使半成品既能完全消退內應力，又能保證較高的強度和適當的塑性。再結晶退火（完全退火

19、） 退火溫度一般高于或接近再結晶終了溫度，介于再結晶溫度和相變溫度之間。目的是消退加工硬化、穩定組織和提高塑性。假如超過相變點溫度，將形成粗大的魏氏體組織使合金性能惡化。再結晶退火過程中，變形晶粒轉變為等軸晶粒，同時存在相、相在組成、形態和數量上的變化。再結晶后的強度低于一般退火，但塑性高于一般退火。 雙重退火 雙重退火是對合金進行兩次加熱和空冷。第一次高溫退火加熱溫度高于或接近再結晶終了溫度，使再結晶充分進行，又不使晶粒明顯長大，并把握初生相的體積分數。空冷后，組織還不夠穩定，需進行二次低溫退火，退火溫度為低于在結晶退火的某一個溫度，保溫較長時間，使高溫退火得到的亞穩態相充分分解，使組織更接

20、近平衡狀態，產生肯定程度的時效強化效果，以保證成品在長期服役過程中組織穩定。耐熱鈦合金為了保證在高溫及長期應力作用下組織和性能的穩定，常接受此類退火。等溫退火 等溫退火接受分級冷卻的方式，即加熱至再結晶溫度以上保溫后，馬上轉入另一個低溫度的爐中（一般600650）保溫，然后空冷至室溫。等溫退火使相充分分解，并有肯定聚集。經等溫退火后組織的熱穩定性及塑性均很高，但強度低于雙重退火，適用于穩定元素含量很高的兩相鈦合金，這類合金相穩定性高，空冷不能使相充分分解，故需接受緩慢冷卻。等溫退火可用雙重退火代替。真空退火真空退火是消退氫脆的主要措施之一，退火溫度為650850，保溫16h，真空度低于1

21、15;10-1Pa。鈦合金中的氫含量除了與冶煉條件有關，在還原性氣氛中加熱或在酸洗過程中均可能吸氫。 氫屬于間隙式穩定元素，它在相中的溶解度較大（約2%），在相的溶解很低（0.001%0.002%）,多余的氫以TiH2化合物（相）形式存在。TiH2呈片狀，本身斷裂強度很低，在金屬基體中起著類似裂紋的作用。(2) 淬火時效鈦合金的退火伴隨著加工硬化效果的丟失，相當于一種軟化處理。雙重退火有弱強化作用，但與加工硬化和強化熱處理相比，所獲得的強度仍舊較低。淬火時效是鈦合金熱處理的主要方式，利用相變產生強化效果，故又稱強化熱處理。鈦合金的強化熱處理與鋼和鋁合金的強化處理主要異同點如下：鋼淬火所得馬氏體

22、硬度高，強化效果大，回火是為了降低馬氏體的硬度，提高韌性；鈦合金淬火所得馬氏體硬度不高，強化效果不顯著，回火時馬氏體分解使鈦合金產生彌散硬化。成分肯定的鋼或鋁合金，只有一種馬氏體強化機制；而成分肯定的 +型鈦合金由于淬火溫度的不同，有兩種馬氏體強化機制：高溫淬火時，相中所含穩定元素小于臨界濃度，淬火轉變為馬氏體，時效時馬氏體分解為彌散相使合金強化；低溫時，相中所含穩定元素大于臨界濃度，淬火得過冷亞穩相，時效時過冷亞穩相分解為彌散相使合金強化。鋁合金固溶時得到的是溶質過飽和固溶體，而鈦合金的固溶處理得到的是穩定元素的欠飽和固溶體；鋁合金時效時靠過渡相強化，而鈦合金時效時靠平衡相彌散分布強化。鈦合

23、金的強化處理主要用于 +型鈦合金和型鈦合金。型鈦合金的強化屬于固溶時效強化，加熱時相的成分總是大于臨界濃度，其在冷卻過程中不形成馬氏體。 +型鈦合金的強化機制取決于淬火組織（馬氏體或亞穩相）。影響熱處理強化效果的因素主要有合金成分、熱處理和原始組織。合金成分對熱處理強化效果的影響一般狀況下，淬火所得亞穩相的時效強化效果由強到弱的次序為：亞穩，。馬氏體分解后的強化效果大于分解的強化效果，這是由于中穩定元素的含量比中的含量大。合金中元素含量越多，淬火后亞穩相的數量就越多，時效效果就越大。穩定元素的含量達到臨界濃度Ck時，淬火可全部獲得亞穩相組織，相在時效過程中分解最充分，時效后強化效果最大。穩定元

24、素進一步增加時，由于相的穩定性增大，時效分解程度下降，析出的數量削減，強化效果反而下降。一般是臨界濃度越低的元素（即穩定相的力量越強的元素）熱處理強化效果越大；多種元素同時加入比單一元素的強化效果大。熱處理工藝對熱處理強化效果的影響淬火溫度越高，時效強化效果越顯著，但高于臨界點T淬火，由于晶粒過分粗大而導致脆性，因此工業鈦合金除型合金外，均接受兩相區加熱后淬火。 +兩相合金常用的淬火溫度在臨界溫度與相變點之間。對于穩定元素含量少的合金，淬火保持下來的亞穩含量少，其淬火溫度可偏高，使原始削減，由轉變的馬氏體量增多，隨后馬氏體分解強化，獲得較高的強度。對于穩定元素含量高的合金，低溫淬火后，可固定的

25、亞穩相較多，因此可接受偏低的淬火溫度，以獲得高的強化效果。原始組織對熱處理強化效果的影響細晶粒工件淬火時效后，強度及塑性比粗晶工件淬火時效后的高。等軸組織的合金熱處理后的塑性高，針狀組織的合金熱處理后的塑性低。(3) 形變熱處理將形變（鍛、軋等）和熱處理結合起來進行的熱處理工藝稱形變熱處理。高溫形變熱處理是在再結晶溫度以上進行變形加工，變形40%85%后快速淬火，再進行常規的時效處理；低溫形變熱處理是在再結晶溫度以下進行變形加工，變形50%后，再進行常規的時效處理。高溫形變熱處理主要用于 +型鈦合金，提高其綜合性能，變形溫度一般不超過相變點溫度，變形度為40%70%。型鈦合金可接受高溫或低溫形變熱處理，型鈦合金的淬透性好，高溫變形終了后可進行空冷。影響形變熱處理強化效果的因素主要有合金成分、變形溫度、變形