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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

杨**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；

（3）Ti及其合金在远远低于熔点温度中能同O、N、H、C等间隙式杂质发生反映，使性能发生强烈变化；

（4）Ti同其他元素能形成金属键、共价键和离子键固溶体和化合物。

Ti合金合金化重要目是运用合金元素对α或β相稳定作用，来控制α和β相构成和性能。

各种合金元素稳定作用又与元素电子浓度（价电子数与原子比值）有密切关系，普通来说，电子浓度不大于4元素能稳定α相，电子浓度不不大于4元素能稳定β相，电子浓度等于4元素，既能稳定α相，也能稳定β相。

工业用Ti合金重要合金元素有Al、Sn、Zr、V、Mo、Mn、Fe、Cr、Cu和Si等，按其对转变温度影响和在α或β相中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]。

α稳定元素能提高相变点，在α相中大量溶解和扩大α相区。

例如铝、镓、硼、碳、氧、氮等。

这其中,铝在配制合金中得到了广泛应用。

铝固溶强化效果最明显,还可提高合金高温强度,提高α+β型合金时效能力,改进合金抗氧化性,减小合金密度,提高弹性模量。

β稳定元素能减少相变温度，在β相中大量溶解和扩大β相区。

其中铝、钒、铌、钽、钨等属于β同晶型,在β钛中可以无限固溶,而铁、锰、钴、镍、铜、硅等,在β钛中只形成有限固溶体,在含量相似时,它们固溶强化效果不不大于同晶型β稳定元素固溶强化效果。

就氧而言,Ti-6Al-4V（TC4）依照碳、氧、氮、氢等元素含量不同有工业级（含氧0.16%~0.20%wt）和ELI级（超低间隙,含氧0.1%~0.13%wt）。

由于氧元素为α稳定元素,使得合金β转变温度发生变化,对工业级而言,为1010~1020℃,对ELI级为970~980℃[8]。

中性元素在实用含量范畴内,对p相向a相似素异晶转变温度影响不大，在α和β相中均能大量溶解或完全互溶。

中性元素重要有锡、锆、铪。

α稳定型二元相图、β稳定型二元相图及β共析型二元相图分别如图1~图3。

3钛合金固态相变

纯Tiβ→α转变，是体心立方晶格向密排六方晶格转变，完全符合Burgers取向关系：

（110）β//（0001）α，[111]β//[11

0]α；惯习面是（331）β，或（8811）α、（8912）α。

但Ti合金因合金系、浓度和热解决条件不同，还会浮现一系列复杂相变过程。

这些相变可归纳为两大类，即淬火相变：

β→α′，α′′，ωq,βγ

和回火相变:

（α′,α′′，βγ）→β+ωq+α→β+α

3.1马氏体转变

β稳定型Ti合金自β相区淬火，会发生无扩散马氏体转变，生成过饱和α′固溶体。

如果合金浓度高，马氏体转变点Ms减少到室温如下，β相将被冻结到室温。

这种β相称“残留β相”或“过冷β相”，用βγ表达。

值得阐明是，当合金β相稳定元素含量少，转变阻力小，β相可由体心立方晶格直接转变为密排六方晶格，这种马氏体称“六方马氏体”，用“α”表达。

如果β稳定元素含量高，转变阻力大，不能直接转变成六方晶格，只能转变为斜方晶格，这种马氏体称“斜方马氏体”，用α′′表达（图4）。

六方马氏体有两种惯习面。

以{334}β面为惯习面马氏体（浓度低，Ms高），称{334}型六方马氏体，取向关系为（0001）α′//{110}β，（11

0）α′//

〈111〉β；以{334}β面为惯习面马氏体称{334}型六方马氏体（浓度高，Ms点低），取向关系仍为（0001）α′//{110}β，〈11

0〉α′//〈111〉β。

斜方马氏体惯习面为{133}β，取向关系为（001）α′//{110}β，〈110〉α′′//〈111〉β。

Ti合金马氏体转变如图4所示，与β相浓度和转变温度有密闭关系。

由图可知，马氏体转变温度Ms是随合金元素含量增长而减少，当合金浓度增长到临界浓度Ck，Ms点即减少到室温，β相即不再发生马氏体转变。

同样，成分已定合金，随着淬火温度减少，β相浓度将沿β（β+α）转变曲线升高（浓度沿曲线向右方移动），当淬火温度减少到一定温度，β相浓度升高到Ck时，淬火到室温β相也不发生马氏体转变，这一温度称“临界淬火温度”，可用Tc表达。

Ck和Tc在讨论Ti合金热解决和组织变化时，是非常重要两个参数。

马氏体形态与合金浓度和Ms高低关于。

六方马氏体有两种形态，合金元素含量低（图4），马氏体转变温度Ms高时，形成板条状马氏体。

这种六方马氏体有大量位错，但基本上没有孪晶，是单晶马氏体。

反之，合金元素含量高，Ms点减少，形成针状或锯齿形马氏体。

这种六方马氏体有高位错密度和层错，尚有大量{10

1}c′孪晶，是孪晶马氏体。

斜方马氏体α′′，由于合金元素含量更高，Ms点更低，马氏体针更细，可以看到更密集孪晶。

但应指出，Ti合金马氏体是置换型过饱和固溶体，与钢间隙式马氏体不同，强度和硬度只比α相略高些，强化作用不明显。

当浮现斜方马氏体时，强度和硬度特别是屈服强度反而略有减少。

Ti合金浓度超过临界浓度Ck（图4），但又不太多时，淬火后会形成亚稳定过冷βγ相。

这种不稳定βγ相，在应力（或应变）作用下能转变为马氏体。

这种马氏体称“应力感生马氏体”，屈服强度很低，但有高应变硬化率和塑性，有助于均匀拉伸成型操作。

3.2ω相形成

β稳定型Ti合金成分位于临界浓度ck附近时，如Blackburn阐明图所示（图4），淬火时除了形成α′或βγ外，还能形成淬火ω相，用ωq表达。

ωq是六方晶格，a=0.4607nm，c=0.2821nm，c/a=0.613，与β相共生，并有共格关系。

β→ωq是无扩散转变，无论如何快冷也不能被制止，与β相取向关系：

[0001]β//[111]ω，（11

0）ω//（1

0）β。

ω相形状与合金元素原子半径关于，原子半径与Ti相差较小合金，ω相是椭圆形，半径相差较大时是立方体形。

β相浓度远远超过临界浓度（Ck）合金，淬火时不浮现ω相，但在200~500℃回火，βγ可以转变为ω相。

这种ω相称回火ω相或时效ω相，用ωq表达。

ωq相形接是无扩散过程，但长大要靠原子扩散，是β→α转变过渡相。

由500℃如下回火形成ωq相，是由于不稳定过冷βγ相在回火过程中发生了溶质原子偏聚，形成溶质原子富集区和贫化区，当贫化区浓度接近Ck时即转变为ωq。

ω相硬并且脆（HB=500,δ=0），虽能明显提高强度、硬度和弹性模量，但塑性急剧减少。

当ω相体积分数Fv＞80％，合金即完全失去了塑性；如果Fv控制在50%左右，合金会有较好强度和塑性配合。

ω相是Ti合金有害组织，在淬火和回火时都要避开它形成区间，但加Al能抑制ω相形成。

大多数工业用Ti合金都具有Al，故回火ωq相普通很少浮现或体积分数Fv很小。

3.3亚稳定相分解

钛合金淬火形成α′、ω和βγ相都是不稳定，回火时即发生分解。

各种相分解过程很复杂，但分解最后产物都是平衡α+β相。

如果合金是β共析型，分解最后产物将是α+TixMy化合物。

但应阐明，这种共析分解在一定条件下可以得到弥散α+β相，有弥散硬化作用，是Ti合金时效硬化重要因素。

各种亚稳定相分解过程如下。

（1）过冷βγ相分解有两种分解方式：

βγ→α+βx→α+βeβγ→ωq+βx→ωq+α+βx→α+βe

式中ωq是回火ω相；βx是浓度比βγ高β相,βe浓度β相。

高温回火，可以越过形成ωq过渡阶段，直接按第一种反映式进行；如果回火温度低，则按第二种反映式发生分解：

βγ先析出ωa,使βγ相浓度升高到βx，随后ωa再分解出α，使βx浓度升高到βe，最后变成α+βe。

（2）马氏体分解。

马氏体在300~400℃即能发生迅速分解，但在400~500℃回火可获得弥散度高α+β相混合物，使合金弥散强化。

实验研究表白，马氏体要通过许多中间阶段才干分解为平衡α+β或α+TixMy。

X射线构造分析发现，各种Ti合金马氏体（α′，α′′）有三四种过渡分解阶段。

现举两种典型分解过程如下，第一种：

α′′→βs+αd′′→βs+α′→α+β

分解过程是先从α′′中析出βs（非平衡成分），使α′′中β稳定元素贫化变成αd′′，然后转变为α′，再转变为α。

另一种典型分解过程为：

α′′→α+αc′′→α+βs→α+β

这个分解过程是无从α′′中析出α，使α′′所含β稳定元素富化成αc′′，然后再转变为βs和β相。

六方马氏体（α′）分解过程与α′′基本相似。

（3）ω相分解ω相事实上是β稳定元素在α相中过饱和固溶体，回火分解过程也很复杂，与α′′分解过程基本同样，但分解过程随ω相自身成分、合金元素性质和热解决条件等而不同。

4钛合金热解决

在钛合金材料工程应用中,热解决工艺是保证钛合金对的使用重要手段。

钛合金热解决工艺重要涉及如下几种类型:

退火解决,固溶解决和时效解决。

依照钛合金不同类型和不同退火目,退火解决又可分为消除应力退火,完全退火（再结晶退火）,双重退火,等温退火,脱氢真空退火等几种形式。

依照加热温度不同,固溶解决又可分为如下两种类型:

在（α+β）/β相变点温度以上进行固溶解决,简称为β固溶;在（α+β）/β相变点温度如下进行固溶解决,简称为α+β固溶。

对于时效解决,依照时效后获得强度水平,有峰值时效和过时效（软化时效）之分。

α+β型钛合金典型组织形态如图5所示：

钛合金热解决有如下特点：

（1）马氏体相变不能引起合金明显强化，这个特点与钢马氏体相变不同，钛合金热解决强化只能依赖淬火形成亚稳相（涉及马氏体相）时效分解。

（2）应避免形成ω相。

形成ω相会使合金变脆，对的选取时效工艺（如采用高某些时效温度，即可使ω相分解为平衡α+β相。

（3）同素异构转变难以细化晶粒。

（4）导热性差。

导热性差可导致钛合金，特别是α+β合金淬透性差，淬火热应力大，淬火时零件容易翘曲。

由于导热性差，钛合金变形时易引起局部温升过高，使局部温度有也许超过β相转变温度而形成魏氏组织。

（5）化学性活泼。

热解决时，钛合金易与氧和水蒸气反映，在工件表面形成一定深度富氧层或氧化皮，使合金性能变坏。

钛合金热解决时容易吸氢，引起氢脆。

（6）β相变温度差别较大，虽然是同一成分，但冶炼炉次不同合金，其β转变温度有时也会有很大差别（普通相差5~70℃）。

这是制定工件加热温度时要特别注意特点。

（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，故应严格控制加热温度与时间，并慎用在β相区温度加热热解决。

4.1热解决工艺简述

4.1.1退火解决

（1）消除应力退火

重要目是消除在冷加工、冷成形及焊接等工艺过程中产生内应力。

这种退火有时也称为不完全退火。

在这一过程中重要发生回答。

退火温度低于该合金再结晶温度，消除应力退火时间取决于工件厚度、残存应力大小、所用退火温度以及但愿消除应力限度，其冷却方式普通采用空冷，对于大尺寸和形状复杂零件也可以采用炉冷。

（2）完全退火主

要目是为了使组织和相成分均匀、减少硬度、提高塑性、获得稳定或具备一定综合性能显微组织。

几完全退火过程中重要是发生再结晶，完全退火温度高于该合金再结晶温度，因此也称为再结晶退火。

（3）双重退火

涉及高温和低温两次退火解决，其目是为了使合金组织更接近平衡状态，以保证其在高温及长期应力作用下组织及性能稳定性。

双重退火特别合用于高温钛合金。

（4）等温退火

对α+β型钛合金在（α+β）/β转变温度如下100℃范畴内保温后直接转移到比该合金实际使用温度稍高炉内继续保温一定期间，然后出炉空冷。

等温退火是双重退火种特殊形式。

（5）真空退火

是为防止钛台金氧化及污染而在真空条件下进行退火，同步，真空退火还可某些去除钛合金中氢含量，防止钛合金发生氢脆。

4.1.2固溶解决

钛合金进行固溶解决目是获得可以产生时效强化亚稳定β相，即将β固溶体以过饱和状态保存到室温。

固溶解决温度选取在（α+β）/β转变温度以上或如下一定范畴内进行（分别称为β固溶和α+β固溶），固溶解决时间应能保证合金元素在β相中充分固溶。

4.1.3时效解决

钛合金进行时效解决目是为了增进固溶解决产生亚稳定β相发生分解，产生强化效果。

时效过程取决于时效温度和时效时间、时效温度和时效时间选取应当以合金能获得最佳综合性能为原则。

拟定钛合金时效工艺普通是依照时效硬化曲线来进行。

时效硬化曲线描述了合金在不同步效温度下，力学性能与时效时间关系，力学性能可以是室温抗拉性能，也可以是硬度或其她性能。

时效温度选取，普通应避开。

相脆化区，因而，普通选取在500℃以上[9]。

时效温度太低，难于避开ω相，若温度过高，则由β相直接分解α相粗大，合金强度减少。

依照时效后强化效果，可以将时效分为峰值时效和过时效。

几峰值时效强度高，塑性相对满意；过时效则强度下降，而塑性更好，高温下组织稳定性（热稳定性）及耐蚀性能好。

有些合金为了获得较好韧性和抗剪切性能，也

采用较高温度时效。

这种时效也称为稳定化解决。

为了使合金在使用温度下有

较好热稳定性，可以采用在使用温度以上时效。

有时为了控制时效析出相大小、形态和数量，某些合金还可以采用多级时效解决，也称为分级时效。

分级时效普通先低温时效，然后再较高温度时效。

4.2实用钛合金热解决工艺

4.2.1α型钛合金

对α型钛合金，由于两相区很小，退火温度普通选取在（α+β）/β相变点如下120~200℃。

对TA7钛合金（如图6），其（α+β）/β相变点为950~900℃，板材退火温度选定在700~750℃，棒材退火温度选定在800~850℃。

温度过高会引起氧化和晶粒长大，温度过低时再结晶进行不完全。

a型钛合金不能通过固溶时效进行强化，普通不进行固溶解决。

对于a+化合物型钛合金，固溶解决目是为了保存过饱和α固溶体，固溶解决温度普通选取在刚刚低于共析温度，例如Ti-2Cu合金，共析温度为798℃，固溶解决温度选取在790℃，冷却方式可选取空冷。

4.2.2α+β型钛合金

此类合金完全退火温度普通选在（α+β）/β相变点如下120~200℃，冷却方式采用空冷。

例如对TC4钛合金（如）图7，其（α+β）/β工程相变点为980~1010℃[9]，则完全退火温度选为750~850℃，消除应力退火温度选在700~800℃。

TC6钛合金β转变温度约为965℃，对TC6棒材在870~920℃保温1~2h，然后自接转移至550~650℃另一炉中保温2h，空冷（等温退火），或高温阶段结束后，打开炉门待炉温降至550~650℃后保温2h，再空冷。

α+β型钛合金在退火中除发生再结晶之外，还会有α相和β相在构成、数量及形态上变化。

邹清燕等[10]对TC11棒材初生α相含量与热解决温度关系研究表白，在相变点（β转变温度）如下35~45℃退火解决可以得到初生α体积百分数为35%~50%并且形貌也比较好组织。

α+β型钛合金固溶解决温度普通选取在（α+β）/β相变点如下40~100℃，即两相区上部温度范畴，但不加热到β单相区，由于加热到β单相区后，会产生粗大晶粒，对韧性有害、固溶解决时间应能保证合金元素在固溶体中充分固溶。

固溶解决时应迅速，普通采用水冷或油冷。

时间稍加延误，会在原始β晶粒晶界上析出二相，影响固溶解决效果。

以TG4为例，最小截面厚度在6mm如下、6~25mm及25mm以上时，固溶解决延迟最长时间分别规定为6s、8s和lOs。

对TG4钛合金棒材、锻件而言，固溶解决温度普通为900~970℃,保温时间依照材料尺寸而在20~120min范畴变化，采用水淬。

尺寸小，需要保温时间也相应减少。

普通对于α+β型钛合金，依照合金成分不同，时效温度选用500~600℃，时间为4~12h。

冷却方式均采用空冷。

对TC4钛合金，时效温度选480~690℃范畴，时效时间选取2~8h[11]

4.2.3β型钛合金

对于β型钛合金，完全退火即固溶解决，退火温度普通选取在（α+β）/β相变点以上80~100℃。

完全退火保温时间取决于退火解决零件及半成品截面尺寸。

尺寸越大，需要退火保温时间相应增长。

β型钛合金固溶温度应选取在β转变温度上下附近位置，例如TB2β转变温度为750℃，其固溶温度实际选定为750~800℃。

若固溶解决温度选取过低，β固溶合金元素扩散不够充分，原始α相多，固溶时效后强化效果差。

如果固溶温度选取过高，则晶粒粗化，固溶时效后强化效果也会减少。

冷却大多采用水冷，但有些合金例如TB2等也可采用空冷以防形变。

对β型钛合金，普通固溶解决保温时间比两相合金要短些，例如Ti-8Al-Mo-V（α型）棒材、锻件为20~90min，TB2、TB3等棒材、锻件为10~30min。

这是由于单相合金热传导性普通优于两相合金。

但对于Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al（β型）及Ti-1OV-2Fe-3Al（β型）棒材、锻件来说，保温时间分别会长至10~90min和60~120min，这是由于这两种合金合金化限度高，元素扩散更加困难，因而需要保温较长时间才干获得均匀稳定固溶体。

β钛合金中β稳定元素含量高，β相稳定限度高，介稳β相分解比较缓慢，所需时效时间较长。

时效前冷加工和低温预时效都可以大大加速亚稳定β相分解速度，使时效时间变短。

可热解决强化β钛合金时效温度较低，约为450~550℃，时间较长，8~24h。

冷却方式均采用空冷。

对TB2钛合金，时效温度选450~550℃，时效时间选取8~24[11]

5结束语

通过本综述，不但对钛合金基本知识有了一定理解，也对其热解决工艺有了简朴结识，同步也锻炼了文献查阅能力以及论文撰写能力。

为之后实习及学习打下了基本。

参照文献

[1]刘东升，高强韧钛合金热解决工艺及其相变行为研究，申请清华大学工程研究生专业学位论文，，4.

[2]莫畏，王群骄，等.钛金属学和热解决.北京.冶金工业出版社.

[3]赵永庆,洪权,葛鹏.钛及钛合金金相图谱.长沙.中南大学出版社.,6

[4]英R.M.邓肯、B.H.汉森著.钦应用与选取（周光爵,王桂生等译）.北京:

冶金工业出版社,1988.1~2.

[5]国家技术监督局.GBT/3620.1一1994.钦及钦合金牌号和化学成分.北京:

中华人民共和国原则出版社,1994.

[6]利索娃EA.钦合金金相学.北京:

国防工业出版社,1986.

[7]王金友,葛志明,周彦邦.航空用钦合金.上海:

上海科学技术出版社,1985.

[8]孙毓蔚.Ti6Al-4V合金加工.钦工业进展,,（l）:

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[9]航空材料学.上海:

上海科学技术出版社,1985

[10]邹清燕等.TC11棒材初生α含量与热解决温度关系.钦工业进展,,

（1）:

43

[11]国防科学技术工业委员会.GJB3763-999.钦及钦合金热解决.北京:

国防工业出版社,1999.