钛合金的加工及强化

钛合金的热处理强化摘要：本文详细介绍了钛合金的化学成分、性能和市场应用前景；着重论述了钛合金的热处理原理、强化机制、热加工工艺及热处理工艺。

关键词：钛合金；固溶淬火；时效强化；同溶淬火Abstract: This paper introduces in detail the chemical composition of titanium alloy, performance, and market application prospect; Emphatically discusses the principle of heat treatment, the reinforcement mechanism of titanium alloy, hot working process and heat treatment process.Key Word: Titanium alloy; Solid solution hardening; Ageing strengthening; With soluble quenching钛合金具有一系列优秀性能。

首先钛合金具有很高的屈服强度、密度比、疲劳强度以及蠕变极限，同时钛合金具有良好的高低温力学性能、热稳定性和抗蚀性。

由于密度小，故可减轻结构重量。

在常温及超低温下，它的比强度高，有足够的韧性和塑性。

在氧化性和中性介质、海水和海洋气氛下，具有优异的耐腐蚀性。

合金化之后，可进一步改善和提高在还原介质中的抗蚀性能；钛合金性高，能吸收O2、N2、H2、CO2和甲烷等气体。

对人体液有极好的耐蚀性，无毒性、与人体肌肉组织亲合性能良好。

因此，钛合金广泛应用于民用、军工、化工舰船、宇航、冶金、医疗卫生等工业部门，且发展前景广阔。

钛有β-Ti(密排立方)和β-Ti（体心立方）两种晶体结构。

钛合金化的主要目的是利用合金元素对α-Ti或β-Ti的稳定作用。

改变α和β相，从而控制钛合金的性能。

1 钛合金主要合金元素的作用工业钛合金的主要合金元素有Al、Sn、Zr、V、Mo、Mn、Fe、Cr、Cu、及Si 等。

1.1 Al是典型的β稳定元素，Al在Ti中主要溶入β固溶体，少量溶于β相。

在室温下，Al在β-Ti中的溶解度达7%，故有明显的固溶强化效果。

Al还能提高钛合金的热稳定性和弹性模量，Ti-Al合金的密度小，所以Al是钛合金中重要的合金元素1.2 Zr和Sn同属中性元素。

Zr在β-Ti和β-Ti中均能形成无限固溶体。

Sn在β-Ti和β-Ti中的溶解度也较大。

因此Zr和Sn不仅能强化β相，还能提高合金的抗蠕变能力，也是钛合金中的主要元素之一。

1.3 Mo、V都是β-Ti的同晶型元素，钛中加入Mo或V都能起到固溶强化作用，并能提高钛合金的热稳定性和蠕变抗力。

这类元素越多，钛合金中β相越多、越稳定。

当达到某一临界含量时，快冷至室温，可以全部得到β相，这一含量称为“临界浓度”。

1.4 Mn、Fe、Cr、Cu、及Si等β稳定元素能形成共析反应，其临界浓度比β同晶元素都低，故其稳定β相能力比β同晶元素还大。

其中Cu、Si等属于活性共析型β稳定元素，其共析反应速度很快，在一般冷却条件下，β相能完全分解，使合金具有实效强化能力，提高合金的热强性。

钛合金中的Cu的含量超过极限溶解度时，亦可产生弥散强化作用。

2 钛合金的种类2.1 a型钛合金当钛合金中含有Al、Sn、N、C等元素时，可形成稳定的α固溶体。

这类元素在α-Ti中的固溶度大，且随含量的增加可使α→β转变温度升高，扩大a稳定相的温度范围。

α型钛合金的主要牌号有TA4、TA5、TA6、TA7等。

这类钛合金在室温和使用温度下呈α型固溶体单相状态，不能热处理强化；其室温强度高于工业纯钛，但低于β型和α+β型钛合金．而且室温塑性及冲压性能较差；在500—600℃的高温强度和蠕变强度高于β型和a+卢型钛合金．且组织稳定，抗氧化性、焊接性、耐蚀性、冷切削加工性和热塑性良好。

真空冶炼的a型钛合金，H。

O。

N。

等杂质元素的含量极少．纯度高，在超低温下具有良好的塑性、韧性、物理性能、力学性能，因而是优良的超低温材料。

2.2β型钛合金β型钛合金含有Mo、V、Nb、Ta和Fo、Mn、Co、Cr、Ⅳi、Cu、Si等元素。

其中，Mo、V、Nb、Ta在元素周期表中的位置与Ti接近，且具有与β一Tt相同的体心立方晶格，能无限溶于β-Ti中，是稳定的相β相同晶元素;而Fe、Mn、Co、Cr、Ni、Cu、Si等元索只能有限固溶于β-Ti中，形成的β相在低温时会发生共析分解，是稳定β相的共析元素。

随着上述元素含量的增加，合金的α→β转变温度急剧降低，扩大了β稳定相的温度范围。

β型钛合金的主要牌号有TBI、TB2等。

可热处理强化，在β单相区内加热、保温、空冷正火或固溶淬火。

可以将高温β相保留到室温，得到介稳定β固溶体单相组织，再经时效强化，可获得较高的强度和硬度。

这类合金的焊接性能与冷压力加工性能良好，但性能不够稳定．熔炼工艺较复杂。

2.3 a+β型钛合金α+β型钛合金是三类钛合金中应用最普遍、最重要的钛合金。

这类合金中含有的zr、Hf等元素在元素周期表中与TI同属IVB族．晶体结构与Ti相同，原子．体积相近，因而能无限固溶于αTi和β-Ti中。

a+β型合金中稳定卢相的合金元素台量较卢型钛合金少．退火后的显徽组织由q相和|8楣组成，可通过嗣溶淬火+时效达到强化。

这类合金有10种牌号：TC1、Tc2、TC3、TC4、TC5、TC6、TC8、TC9、TCl0。

除TCI、TC2、TC7不能热处理强化外。

其它牌号合金均可热处理强化．而且锻造、冲压、焊接及冷切削加工性能良好，经固溶淬火、时效后。

综台物理性能优良，室温强度高，在150—500℃之间的耐热性能良好。

TCl一TC4有良好的低温韧性及抗海水、抗热盐应力腐蚀性能；其中．TC4台金应用最广，不仅有良好的室温、高温、低温化学性能和物理性能，而且冷、热成形性良好，可焊接、热加工、热处理强化。

3 钛合金固溶强化热处理3．1 同溶淬火β型和α+β型钛合金均可进行强化热处理，即通过固溶淬火得到亚稳定的过饱和固溶体，从而达到强化目的。

影响强化效果的三要素是固溶加热温度、淬火冷却速度和口相合金元素含量。

β型合金固溶处理时，加热到β单相区后充分保温．使合金元素充分溶入β相固溶体中，小件和薄件可空冷淬火，大件和厚件水冷淬火；α+β型合金固溶加热温度不宜超过β单相区，否则会引起β相晶粒急剧长大，产生β脆性。

因此，固溶处理时应加热到α+β两相区上部温区，经分保温使台金元素充分溶人固溶体中，然后水冷淬火。

固溶淬火加热温度既不能过高，又不能过低。

若加热温度过高将会引起β相晶粒急剧长大，造成β相变脆，韧性、塑性急剧降低。

钛合金晶粒粗大化后不能象钢那样可以通过退火进行晶粒细化．必须再次进行热塑性变形或冷变形后再结晶退火，但此方法只适于有足够加工余量且形状简单的半成品．对于复杂件和成品件，由于无法进行二次塑性变形，只能报废。

锻造(铸锭开坯除外)加热温度同样不宜超过β／α+β相变点温度；固溶淬火加热温度也不宜过低，否则，β相溶入的合金元素少，固溶强化效果差，淬火后β相无法保持到室温，从而得不到无扩散a’马氏体(通过马氏体相变形成的α-Ti 为基的过饱和固溶体)．因此达不到所需的机械性能。

α+β型钛合金在α+β两相区内加热淬火时，α相随淬火温度升高而减少，而β和a’马氏体总量随淬火温度升高而增加，时效时将产生较大的时效强化效应。

表1钛合金淬火时可将β相完全保持到室温所需合金元素的最低含量(即稳定β相所需合金元素的最低含量)；表2钛合金经不同热处理后的力学性能。

表一稳定β相所需合金元素的最低含量表二钛合金室温机械性能与热处理的关系钛合金淬火时形成的马氏体具有钢铁马氏体的某些特征，但却无高碳马氏体所具有的高强度、高硬度、高耐磨性。

这是因为钛合金中仅有微量C、Fe杂质存在，其马氏体中的合金元素以置换原子形式存在，不象钢马氏体中c原子以间隙式原子存在。

因此，钛台金阻碍位错运动的能力低，其马氏体仍保持a相软而韧的性能。

钛合金热处理强化是利用固溶淬火后获得准稳定口相和时效过程中发生的a’马氏体沉淀硬化效应，其前提是口相应有足够的合金元素含量。

为确保钛合金淬火质量和时效后有较高的机械性能及所需的组织结构，必须采用合理的加热温度、足够长的保温时间和较快的淬火冷却速度。

要求自出炉至淬火前工件在空气中的停留时间控制在4-7 s间，若在空气中缓冷时同长，将导致从过饱和的β相中析出韧性低、硬度高、脆性大的ω相。

ω脆性相是过渡共格相，晶粒极细小，在高倍电子镜下才能发现。

确保β相中合金元素达到规定临界含量，加之足够快的淬火冷却速度，便可将高温β相保持到室温，避免淬火冷却过程中从β相中析出脆性ω相和发生共析分解。

若β相中合金元素含量低于临界含量，则会导致β相马氏体转变开始温度(Ms)高于室温，淬火冷却时其中一部分将转变成无扩散型a’马氏体，达不到固溶淬火强化效果3.2 时效处理钛合金固溶淬火后进行时效处理，介稳定的过饱和β相和a固溶体发生脱溶沉淀．从而达到强硬化效果。

时效温度一般在350—500℃之间选择，取决于合金品种和组织性能要求。

若时效温度太高，会使脱溶粒子粗大，降低强韧性；若时效温度太低，为消除ω脆性相．需很长的时效时间，周期长、效率低，增加生产成本。

淬火钛合金在350—500℃时效时．β相的转变过程如下：β。

→βr+ω→βs+ω+α→βa+α (1)β。

→βr+ω→βr+ω+α→βc+α→α+TixMy (2)式中，β。

为淬火后保持下来的β相；βr，为脱溶出ω或α相、富集合金元素较β。

高的β相；βa为α相处于平衡状态的β相；ω为在α相脱溶前形成的台金元素含量β。

低的六方结构过渡共格相；TixMy为最终形成的金属问化合物。

(1)式适用于低温下无共析反应的钛台金；(2，式适用于低温下存在共析反应的镀台金。

若在较低温度(100一350℃)下进行时效，因反应速度慢，时效过程只能进行到第一阶段，即β。

→βr +ω；若在较高温度(500℃)下进行时效，则在时效过程中的第一、第二阶段，a相直接从β。

相中脱溶。

淬火钛合金时效过程中，伴随形成过渡共格ω相，材科变硬变脆。

科学合理地选择时效温度和保温时间，其ω脆性相可转变为高度弥散的α相，使台金获得较高的强度和良好的塑性；反之，若长时间高温时效，因a相粒子长大，导致强度和塑性降低，还可能脱溶出脆性TixMy．金属问化合物。

因此，时效过程在ω相刷被弥散d相取代对终止，可获得优良的组织和机械性能。

若淬火钛台金中存在a’马氏体，则时效过程中会发生以下反应：a’→α+β (3)a’→α+ TixMy （4）(3)式适用于低温下无共析反应的钛合金；(4)式适用于低温下存在共析反应的钛合金。