钛合金锻造讲稿.ppt
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当含C量大于0.2%，就会出现脆性化合物碳化 钛（TiC）。所以C含量一般控制在0.1%。
O、N、C是提高α→β转变的温度，也就是说扩 大α相区的，是α稳定元素。
由Ti和H的相图可知： ● H在β钛中的溶解度比在α钛中大得多
● 且H在α钛中的溶解度随温度的降低而剧烈减少
Ti-H相图
H在α-Ti中的溶解度曲线
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。
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β锻造、 β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？ ● 为什么在高速锤上变形、金属填充
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<0.012（简 称双零控制）。
● 加热温度越高、时间越长，氧在金属内部扩散越 厉害。 氧对钛金属玷污的程度∝T·H ·CM成正比
溶体，过量时形成脆性化合物。
※O、N、C、H形成间隙式固溶体，因为这些元
素的原子半径很小，它们与钛不是置换式固溶， 而是间隙式固溶，只要钛原子之间有间隙，它们 就无孔不入。
从而使钛的晶格发生畸变，阻碍了位错运动。 所以强度提高，塑性下降。
加入0.05%的O、N或C，能使钛的σb分别提高： 6、12.5和3.5MPa。其中N的强化作用最大，但使 塑性剧烈下降。
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30～50℃，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。
● H在β相中的溶解度为2%，是降低α→β转变温度 的β稳定元素。而H在α相中的溶解度很小，在 150℃，小于0.003%。
● 当含H的β-Ti共析分解以及含H的α-Ti冷却时，均 可析出氢化物TiH2。H含量低时，TiH2呈（黑色） 点状，H含量高时呈针（片）状，如左图。
TiH2 的 存 在 使 合 金 变 脆 ， 称 为 氢 化物型氢脆。断口检查可发现裂纹是 沿着氢化物与基体之间的界面发展的。 这是因为基体金属与氢化物之间的结 合力较弱，受力后引起应力集中而形 成裂纹，并迅速扩展而导致断裂。
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？
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，如图 黄色的外圈。
一般讲，技术条件控制钛金பைடு நூலகம்中杂质氧含量
所以，含H的钛和钛合金，置于真空炉中加热时， 由于真空炉中H的分压低，又是在加热状态，则H 很容易从材料中逸出。
● 真空退火的条件为800～900℃/真空度为10-3mm水 银柱（10-3帕真空度），保温时间1～6小时，视合 金成分以及要求的性能而定。
※Fe、Si与Ti形成置换式固溶体，尽管Fe、Si在纯
● 膨胀系数小
热收缩率为钢的一半左右，模具设计时 γ=0.7～0.8 ● 高纯度钛的强度很低
σb＝250～300MPa, ψ≈70～80％ 一般用于科研，没有工业应用价值。
但当其中含有一定杂质时，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。
● 杂质对纯钛机械性能的影响
钛中常见的杂质有O、N、C、H、Fe、Si。 这些杂质元素与钛形成：间隙式或置换式固
● 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ψ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
● 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。
汗手扶摸。
● 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：0.5～1.0分钟/毫米，一般取0.6～0.8
分钟/毫米, 热态回炉减半。
● 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，其作用： a. 减少加热氧化 b. 减缓冷却 c. 润滑作用
● 在锻造时，最好再采用机油＋石墨均匀地洒入 上下模膛内，这样： a. 冷却 b. 润滑，利于金属流动（对于大型锻件， 特别注意均匀润滑） c. 容易出模
●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 0.15～0.2%，N含量小于0.05～0.08%，C含量小 于0.1～0.2%，H含量小于0.015～0.02%。
● 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 Ti6Al-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。
≤0.15%（为什么？）
因为氧增加一点点，塑性(ψ)大大下降。所以， 当σb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 ，ψ 。所以，冶金厂 也不会随便提高氧含量。
当金属钛（钛合金）在高温下加热时： ● 由于存在着较大的氧的梯度浓度，则给氧向基
对于六方晶体而言，一 个滑移面可以有3个滑移方向。 所以滑移系的数目是1×3=3 个。
镁就是这种晶体结构。所以镁和镁合金不好锻， 塑性很差，锻造容易产生裂纹，更没有听说镁可以 冷锻。
当然，变形条件改变了，如加热、大变形或高应 变速率下次要滑移面也可以开动。所以，镁在热态 塑性不坏，很好锻。
β-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 6×2=12个。
钛合金锻造
内容
一、钛和钛合金的基本知识 二、钛合金锻造 三、钛合金热处理 四、钛合金整体叶盘锻造 五、钛合金锻造的计算机模拟
一、钛和钛合金的基本知识
1. 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α-Ti (α相), 在882.5℃以上，是体心立方晶体的β-Ti（β相）。 可见， 882.5℃这个温度是纯钛发生组织转变 （α相 β相）的温度。 因之，将其称为相变点。
● 宏观指标，ψ 在做室温拉伸时，可以测得一个断面缩率，叫
ψ1。 经过一定时间热暴露（在炉中加热一定时间，
一般100小时）后，再去做室温拉伸，又可测得一
个面缩率，叫ψ2， ψ2/ ψ1>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ψ2/ ψ1>50％，但β合金（Ti40） 或β锻造就不好说了。
可是，其危害不能小视。 为什么？ ● 导致材料表面变脆，由于氧的渗透，在金属表 面形成一层富氧层（TiO2）。
众所周知，金属凡是与氧结合形成的氧化物， 几乎都是脆性的，所以富氧层更确切的含义应该 叫做富氧脆性层，实际上常说的“氧脆”就是这 个意思。 ● 形成微裂纹，使材料的热稳定性下降。
什么叫热稳定性？ 简单地讲，金属材料（试样）或者构件在温度 场，或者在温度场和应力场共同作用下，其组织 和性能变化的程度。 ● 表面稳定性 那么用什么指标来衡量呢？
由α-Ti 转变β-Ti（ α相转变β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α-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。
性能特别好（一般一锤成形）？
α
均量 与有 含关
● 化学性能活泼、容易氧化 高纯度钛的熔点为1668℃±4℃，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，五十年过去了，钛合金的使 用温度仍然限于600 ℃。
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 10～12MPa。
但Fe、Si作为杂质时（Fe与Si也可作为合金元 素 加 入 Ti 中 ） ， 其 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β 相中，它们是降低α→β转变温度的，是β稳定元 素。
体金属扩散（渗透）创造了条件，正如水由高 处流向低处一样，落差越大，水的流速越快。 高温下，氧很活泼，不断地向金属内部扩散。 ● 氧在固体金属钛中比氢(H)有较大的固溶度，就 是说氧在钛中比H有较大的溶解度，而且它不 是置换式的固溶，而是间隙式的。只要原子之 间有点间隙，它就可以钻进去，讲得明白一点， 干脆叫它无孔不入。因而，又为氧向金属内部 扩散创造了条件。
素内部组织转变。
● 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。
● β残余相中析出αs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
网篮组织
魏氏组织
等轴组织
实际上，国内外，特别是国内常规模锻均获得 等轴组织。那么为什么呢？ ● 以上数据是计算出来的。 ● 而且是瞬时可能产生的。
这里要告诫大家的： ● 锤或水压机上模锻时，不必担心热效应问题。
为什么？ 润滑剂冷却；散热条件好；间隔时间长 ● 自由锻，特别是小锤上自由锻，必须担心热效 应温升问题。 由此，提出“控温打钛”新概念。 至于模锻锤（对击锤）、水压机上温升如何？ 下面再介绍。
Ti-679（近α合金）合金氧的玷污深度
℃
900 940 1000
玷 污 深 度（μm）
15 min 29 43 82
30 min 41 61 104
60 min 57 87 168
120 min 80 122 206
由上表可见: ● 加热温度越高，时间越长，玷污深度越大。 ● 比钢锻件产生的氧化皮小得多，最大只有0.2mm
纯钛中的氢化物（黑针） 含H0.023%（wt）
● H可用真空退火的办法来去除（O和N不能），为 什么？
原因：H在Ti中的溶解度是可逆的，也就是说Ti中 的H与外界保持着平衡关系。当外界环境中H的分 压力降低时，H就会从Ti中逸出来以维持平衡，即 使分解在。Ti中已形成了TiH2，只要加热到320℃以上也能
O、N、C是提高α→β转变的温度，也就是说扩 大α相区的，是α稳定元素。
由Ti和H的相图可知： ● H在β钛中的溶解度比在α钛中大得多
● 且H在α钛中的溶解度随温度的降低而剧烈减少
Ti-H相图
H在α-Ti中的溶解度曲线
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。
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β锻造、 β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？ ● 为什么在高速锤上变形、金属填充
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<0.012（简 称双零控制）。
● 加热温度越高、时间越长，氧在金属内部扩散越 厉害。 氧对钛金属玷污的程度∝T·H ·CM成正比
溶体，过量时形成脆性化合物。
※O、N、C、H形成间隙式固溶体，因为这些元
素的原子半径很小，它们与钛不是置换式固溶， 而是间隙式固溶，只要钛原子之间有间隙，它们 就无孔不入。
从而使钛的晶格发生畸变，阻碍了位错运动。 所以强度提高，塑性下降。
加入0.05%的O、N或C，能使钛的σb分别提高： 6、12.5和3.5MPa。其中N的强化作用最大，但使 塑性剧烈下降。
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30～50℃，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。
● H在β相中的溶解度为2%，是降低α→β转变温度 的β稳定元素。而H在α相中的溶解度很小，在 150℃，小于0.003%。
● 当含H的β-Ti共析分解以及含H的α-Ti冷却时，均 可析出氢化物TiH2。H含量低时，TiH2呈（黑色） 点状，H含量高时呈针（片）状，如左图。
TiH2 的 存 在 使 合 金 变 脆 ， 称 为 氢 化物型氢脆。断口检查可发现裂纹是 沿着氢化物与基体之间的界面发展的。 这是因为基体金属与氢化物之间的结 合力较弱，受力后引起应力集中而形 成裂纹，并迅速扩展而导致断裂。
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？
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，如图 黄色的外圈。
一般讲，技术条件控制钛金பைடு நூலகம்中杂质氧含量
所以，含H的钛和钛合金，置于真空炉中加热时， 由于真空炉中H的分压低，又是在加热状态，则H 很容易从材料中逸出。
● 真空退火的条件为800～900℃/真空度为10-3mm水 银柱（10-3帕真空度），保温时间1～6小时，视合 金成分以及要求的性能而定。
※Fe、Si与Ti形成置换式固溶体，尽管Fe、Si在纯
● 膨胀系数小
热收缩率为钢的一半左右，模具设计时 γ=0.7～0.8 ● 高纯度钛的强度很低
σb＝250～300MPa, ψ≈70～80％ 一般用于科研，没有工业应用价值。
但当其中含有一定杂质时，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。
● 杂质对纯钛机械性能的影响
钛中常见的杂质有O、N、C、H、Fe、Si。 这些杂质元素与钛形成：间隙式或置换式固
● 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ψ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
● 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。
汗手扶摸。
● 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：0.5～1.0分钟/毫米，一般取0.6～0.8
分钟/毫米, 热态回炉减半。
● 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，其作用： a. 减少加热氧化 b. 减缓冷却 c. 润滑作用
● 在锻造时，最好再采用机油＋石墨均匀地洒入 上下模膛内，这样： a. 冷却 b. 润滑，利于金属流动（对于大型锻件， 特别注意均匀润滑） c. 容易出模
●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 0.15～0.2%，N含量小于0.05～0.08%，C含量小 于0.1～0.2%，H含量小于0.015～0.02%。
● 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 Ti6Al-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。
≤0.15%（为什么？）
因为氧增加一点点，塑性(ψ)大大下降。所以， 当σb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 ，ψ 。所以，冶金厂 也不会随便提高氧含量。
当金属钛（钛合金）在高温下加热时： ● 由于存在着较大的氧的梯度浓度，则给氧向基
对于六方晶体而言，一 个滑移面可以有3个滑移方向。 所以滑移系的数目是1×3=3 个。
镁就是这种晶体结构。所以镁和镁合金不好锻， 塑性很差，锻造容易产生裂纹，更没有听说镁可以 冷锻。
当然，变形条件改变了，如加热、大变形或高应 变速率下次要滑移面也可以开动。所以，镁在热态 塑性不坏，很好锻。
β-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 6×2=12个。
钛合金锻造
内容
一、钛和钛合金的基本知识 二、钛合金锻造 三、钛合金热处理 四、钛合金整体叶盘锻造 五、钛合金锻造的计算机模拟
一、钛和钛合金的基本知识
1. 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α-Ti (α相), 在882.5℃以上，是体心立方晶体的β-Ti（β相）。 可见， 882.5℃这个温度是纯钛发生组织转变 （α相 β相）的温度。 因之，将其称为相变点。
● 宏观指标，ψ 在做室温拉伸时，可以测得一个断面缩率，叫
ψ1。 经过一定时间热暴露（在炉中加热一定时间，
一般100小时）后，再去做室温拉伸，又可测得一
个面缩率，叫ψ2， ψ2/ ψ1>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ψ2/ ψ1>50％，但β合金（Ti40） 或β锻造就不好说了。
可是，其危害不能小视。 为什么？ ● 导致材料表面变脆，由于氧的渗透，在金属表 面形成一层富氧层（TiO2）。
众所周知，金属凡是与氧结合形成的氧化物， 几乎都是脆性的，所以富氧层更确切的含义应该 叫做富氧脆性层，实际上常说的“氧脆”就是这 个意思。 ● 形成微裂纹，使材料的热稳定性下降。
什么叫热稳定性？ 简单地讲，金属材料（试样）或者构件在温度 场，或者在温度场和应力场共同作用下，其组织 和性能变化的程度。 ● 表面稳定性 那么用什么指标来衡量呢？
由α-Ti 转变β-Ti（ α相转变β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α-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。
性能特别好（一般一锤成形）？
α
均量 与有 含关
● 化学性能活泼、容易氧化 高纯度钛的熔点为1668℃±4℃，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，五十年过去了，钛合金的使 用温度仍然限于600 ℃。
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 10～12MPa。
但Fe、Si作为杂质时（Fe与Si也可作为合金元 素 加 入 Ti 中 ） ， 其 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β 相中，它们是降低α→β转变温度的，是β稳定元 素。
体金属扩散（渗透）创造了条件，正如水由高 处流向低处一样，落差越大，水的流速越快。 高温下，氧很活泼，不断地向金属内部扩散。 ● 氧在固体金属钛中比氢(H)有较大的固溶度，就 是说氧在钛中比H有较大的溶解度，而且它不 是置换式的固溶，而是间隙式的。只要原子之 间有点间隙，它就可以钻进去，讲得明白一点， 干脆叫它无孔不入。因而，又为氧向金属内部 扩散创造了条件。
素内部组织转变。
● 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。
● β残余相中析出αs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
网篮组织
魏氏组织
等轴组织
实际上，国内外，特别是国内常规模锻均获得 等轴组织。那么为什么呢？ ● 以上数据是计算出来的。 ● 而且是瞬时可能产生的。
这里要告诫大家的： ● 锤或水压机上模锻时，不必担心热效应问题。
为什么？ 润滑剂冷却；散热条件好；间隔时间长 ● 自由锻，特别是小锤上自由锻，必须担心热效 应温升问题。 由此，提出“控温打钛”新概念。 至于模锻锤（对击锤）、水压机上温升如何？ 下面再介绍。
Ti-679（近α合金）合金氧的玷污深度
℃
900 940 1000
玷 污 深 度（μm）
15 min 29 43 82
30 min 41 61 104
60 min 57 87 168
120 min 80 122 206
由上表可见: ● 加热温度越高，时间越长，玷污深度越大。 ● 比钢锻件产生的氧化皮小得多，最大只有0.2mm
纯钛中的氢化物（黑针） 含H0.023%（wt）
● H可用真空退火的办法来去除（O和N不能），为 什么？
原因：H在Ti中的溶解度是可逆的，也就是说Ti中 的H与外界保持着平衡关系。当外界环境中H的分 压力降低时，H就会从Ti中逸出来以维持平衡，即 使分解在。Ti中已形成了TiH2，只要加热到320℃以上也能