钛合金相变及表征方法
钛合金相变与表征方法
电镜类型
类型
光学显微镜 Optical Microscopy
扫描电子显微镜 Scanning Electron Microscopy (SEM) 透射电子显微镜 Transmission Electron Microscopy (TEM) 聚焦离子束 Focused Ion Beam (FIB) 扫描隧道显微镜 Scanning Tunneling Microscopy (STM)
• 根据惯析面可分为334型和344型
斜方马氏体（α’’)
• 晶格结构为斜方结构 • 出现于含有较高β稳定元素的二元
合金中
• 相比α’强度更低，塑性更好
板条马氏体
• 电镜下成板条状 • 亚结构为位错
针状马氏体
• 在合金浓度较高时成针状 • 亚结构为孪晶
6
7
片层组织（魏氏组织）
形成途径 • 在β相区进行热加工或者在β相区退火。
等轴组织
形成途径 • 在α＋β相区热加工时， α相和β发生了再结晶， 获得了完全等轴的α＋β
主要特征
• 多角或类似球形的显微组织，个方向具有大 致相同的尺寸
性能特性
• 塑性、疲劳强度、抗缺口敏感性和热稳定性好 • 断裂韧性、持久疲劳强度和蠕变前度差一些
等轴组织
11
总结
性能 拉伸强度 拉伸塑性 冲击韧性 疲劳强度 断裂韧性 蠕变抗力
1入射电子和原子核碰撞
弹性 非弹性
背散射
2入射电子和核外电子碰撞
价电子 芯电子
二次电子 伴生
特征X射线 俄歇电子
高的分辨率，1nm左右 很大的景深 制样简单
15
透射电子显微镜（TEM）源自16X射线衍射17
谢谢观看！ 2020
相变点测试方法
TC11钛合金相变点的测定与分析采用计算法、差示扫描量热法和连续升温金相法3种手段计算和测定了TC11两相钛合金(α+β)/β相变点。
计算法由于各元素及杂质元素含量对相变点的影响值是在一个含量范围内的计算值，因此计算的相变点与实测值是接近的；差示扫描量热法由于钛合金和坩埚的化学反应，产生相变滞后现象，导致所测相变温度过高；而连续升温金相法由于淬火温度间隔选择较小，测量的准确性较高，因此更能准确测量TC11钛合金相变温度。
采用sTA449c 一同步热分析仪测量钛及钛合金相变温度，其参比样品为粉末状23A l O ，升温速度为10℃1min -∙；保护氩气流量为45 m1 1min -∙。
测试前，应先在两个样品坩埚内放人等量23A l O 粉末，测定仪器基线符合规定后，即可开始测定正式样品DSC 曲线。
采用连续升温金相法测定相变温度。
试样尺寸为10 mm ×10 mm ×10 mm ；在加热试样时为了保证热透，保温时间为60 min 。
淬火温度选择范围为990~1040℃，淬火温度间隔为10℃，然后将试样水淬。
其中间转移速度不超过2S 。
将淬火后的试样制成金相观察试样，在放大倍数为500倍的光学显微镜观察试样组织变化。
2．1计算法测定相变温度根据各元素对钛相变温度的影响推算出相变点的公式为：/T αββ+相变点 =885℃+Σ各元素含量x 该元素对相变点的影响 (1)式中885℃为计算时纯钛的相变点。
2．2差示扫描量热法测定相变温度差示扫描量热法测定钛及钛合金相变温度是借助于同步热分析仪将待测试样与另一参比试样在完全相同的条件下加热(或冷却)，根据两者温差与温度或时间的变化关系(DSC曲线)，对物质状态进行判定。
图2为差示扫描量热法测得TC11钛合金相变点的DSC曲线。
对于α+β型及亚稳定β型钛合金，(α+β)→β转变是一个持续过程，在DSC曲线上，相变完成表现为基线迁移；同时，由于钛有极高的化学活性，在高温下与氧、氮、坩埚(A l O)等物质反应，在DSC曲线上产生不同23的峰值，从而使分析判定难度加大。
相变点测试方法
TC11钛合金相变点的测定与分析采用计算法、差示扫描量热法和连续升温金相法3种手段计算和测定了TC11两相钛合金(α+β)/β相变点。
计算法由于各元素及杂质元素含量对相变点的影响值是在一个含量范围内的计算值，因此计算的相变点与实测值是接近的；差示扫描量热法由于钛合金和坩埚的化学反应，产生相变滞后现象，导致所测相变温度过高；而连续升温金相法由于淬火温度间隔选择较小，测量的准确性较高，因此更能准确测量TC11钛合金相变温度。
采用sTA449c 一同步热分析仪测量钛及钛合金相变温度，其参比样品为粉末状23A l O ，升温速度为10℃1min -•；保护氩气流量为45 m1 1min -•。
测试前，应先在两个样品坩埚内放人等量23A l O 粉末，测定仪器基线符合规定后，即可开始测定正式样品DSC 曲线。
采用连续升温金相法测定相变温度。
试样尺寸为10 mm ×10 mm ×10 mm ；在加热试样时为了保证热透，保温时间为60 min 。
淬火温度选择范围为990~1040℃，淬火温度间隔为10℃，然后将试样水淬。
其中间转移速度不超过2S 。
将淬火后的试样制成金相观察试样，在放大倍数为500倍的光学显微镜观察试样组织变化。
2．1计算法测定相变温度根据各元素对钛相变温度的影响推算出相变点的公式为：/T αββ+相变点 =885℃+Σ各元素含量x 该元素对相变点的影响 (1)式中885℃为计算时纯钛的相变点。
2．2差示扫描量热法测定相变温度差示扫描量热法测定钛及钛合金相变温度是借助于同步热分析仪将待测试样与另一参比试样在完全相同的条件下加热(或冷却)，根据两者温差与温度或时间的变化关系(DSC 曲线)，对物质状态进行判定。
图2为差示扫描量热法测得TC11钛合金相变点的DSC 曲线。
对于α+β型及亚稳定β型钛合金，(α+β)→β转变是一个持续过程，在DSC 曲线上，相变完成表现为基线迁移；同时，由于钛有极高的化学活性，在高温下与氧、氮、坩埚(23A l O )等物质反应，在DSC 曲线上产生不同的峰值，从而使分析判定难度加大。
高温钛合金的相变行为与力学性能分析
高温钛合金的相变行为与力学性能分析引言：高温钛合金具有广泛的应用前景，因为它们具备优异的力学性能和耐高温性能。
然而，了解钛合金的相变行为对于优化其力学性能至关重要。
本文将对高温钛合金的相变行为和力学性能进行分析，并探讨其潜在的应用价值。
1. 高温钛合金的相变行为1.1 固溶相变高温钛合金在高温条件下会发生固溶相变，即固溶体中原子的重新排列。
这种相变通常由于温度的升高或降低而引起。
固溶相变中，原子间的相互作用力发生变化，导致材料的微观结构产生明显变化。
这种相变行为对高温钛合金的力学性能具有直接影响。
1.2 亚晶相变亚晶相变是高温钛合金中的另一种重要相变行为。
亚晶相变指的是晶格中的局部结构发生变化，导致晶体的特定区域形成亚晶结构。
这种相变通常发生在高温和高应力下，它能显著改变材料的塑性和韧性。
2. 高温钛合金的力学性能2.1 强度和硬度高温钛合金的力学性能受合金元素的含量和加工工艺的影响。
通常情况下，高温钛合金具有较高的强度和硬度，使其在高温环境下保持良好的耐用性。
这些性能使得高温钛合金在航空航天、核工程等领域得到广泛应用。
2.2 耐腐蚀性能高温钛合金的耐腐蚀性能是其优越性能之一。
钛合金表面具有一层致密的氧化膜，可以保护钛合金免受腐蚀。
然而，延长高温暴露时间和提高温度会导致氧化膜破损，降低材料的耐腐蚀性能。
3. 相变行为与力学性能的关系相变行为对高温钛合金的力学性能有重要影响。
固溶相变可以引起晶体结构的缺陷和孪生变体的形成，从而提高材料的损伤容限。
亚晶相变则可以增加材料的塑性和韧性，在高应力条件下提供更好的承载能力。
因此，理解和控制相变行为对于优化高温钛合金的力学性能具有关键意义。
4. 高温钛合金的应用前景高温钛合金由于其优越的力学性能和耐高温性能，因此在航空航天、汽车制造、能源领域等方面具有广泛的应用前景。
例如，高温钛合金可以用于制造航空发动机和涡轮机叶片，以提高动力系统的效率和可靠性。
此外，高温钛合金还可以用于制造高温高压设备，如核电站中的核反应堆材料等。
第十章 钛合金
根据合金元素对α和β相的稳定作用大小，钛合金中的合金元素可分为：1. α相稳定元素：提高α-β转变温度，扩大α相区。
Al、Sn、Ga、O、N，C等。
溶解度：α相>β相。
2. 中性元素：对α-β转变影响不大。
如Zr、Hf，与α，β均无限固溶。
强化作用可保持到较高温度。
3. β相稳定元素：降低α-β转变温度，扩大β相区。
溶解度：β>α。
（1）无限固溶型β稳定元素与β相形成无限固溶体，稳定β相能力顺序：Mo>V>Nb>Ta含量>临界值，β相为室温稳定相。
（2）共析型β稳定元素：与β形成有限固溶体，并具有共析转变。
Fe、Mn、Co、Ni、Cr、Cu、Si、H等。
活性共析型β稳定元素：共析转变速度快，一般冷却条件下可完全发生共析转变。
在一般冷却条件下，在室温得不到β相，但能赋予合金时效硬化能力。
Cu、Si、H等非过渡族元素。
非活性共析型β稳定元素：共析转变速度较慢，一般冷却条件下共析转变不完全，室温有残余β相。
快冷时，转变被抑制，过冷β相可保留到室温。
Fe，Mn，Cr，Co，Ni等过渡族元素。
临界浓度CK：当β相合金浓度增加到CK时，Ms点降低至室温，β相不再发生马氏体转变。
这种相称为“残留β相”或“过冷β相”，以βr表示，为亚稳定相。
二、钛合金的相变1. 马氏体相变淬火产物：1、α′：β稳定元素含量少，转变阻力小，hcp结构。
非扩散性转变。
2、α″：β稳定元素含量高，转变阻力大，不能直接转变为六方晶格，只能转变为斜方晶格。
形态：1、块状（板条状）马氏体：当合金元素低且马氏体转变温度高时形成的，马氏体中有大量的位错，但基本无孪晶。
2、针状（锯齿状）马氏体：当合金元素含量高时，此时Ms点降低，马氏体中除了有高的位错密度和层错外，还有大量的孪晶，为孪晶马氏体。
3、斜方马氏体α″因Ms点更低，马氏体针更细，可以看到更密集的孪晶。
特点：为置换型过饱和固溶体，与钢间隙式马氏体不同。
钛合金相变及热处理
钛合金相变及热处理一、钛合金相变及热处理的基础知识1. 钛合金这玩意儿可神奇了呢。
咱们先来说说它的相变吧。
相变就像是钛合金的变身魔法一样。
在不同的条件下，钛合金会从一种晶体结构变成另一种晶体结构。
比如说，温度的变化就会让它发生相变。
想象一下，钛合金就像一个超级敏感的小生物，温度稍微一变，它就“嗖”地一下改变自己的结构了。
2. 热处理呢，就像是给钛合金做一场超级SPA。
通过加热、保温和冷却这些步骤，可以让钛合金获得不同的性能。
就好比我们人，通过不同的保养方式，皮肤会变得不一样。
钛合金经过热处理后，它的强度、硬度、韧性等性能都可能发生变化。
比如说，有的钛合金经过热处理后，强度变得超级高，就像一个大力士一样，可以承受很大的压力。
3. 那钛合金的相变和热处理之间有啥关系呢？其实啊，相变是热处理的基础。
热处理的过程中，很多时候就是利用了钛合金的相变特性。
就像你做饭的时候，知道食材的特性才能做出美味的菜肴一样。
如果不了解钛合金的相变，那热处理就可能会搞砸，做出的钛合金产品性能就不咋地了。
二、钛合金相变的影响因素1. 温度对钛合金相变的影响那可是相当大的。
不同的温度范围会促使钛合金发生不同的相变。
就像不同的季节，植物会有不同的生长状态一样。
在低温的时候，钛合金可能是一种结构，到了高温，就变成另一种结构了。
2. 压力也是一个不能忽视的因素。
当压力变化的时候，钛合金内部的原子排列也会受到影响，从而导致相变。
这就好比我们在拥挤的地铁里，人挤人的时候，大家的姿势都会发生变化。
钛合金在压力下的相变也是类似的道理。
3. 成分也很关键哦。
钛合金里如果添加了不同的元素，就像往汤里加不同的调料一样，会影响它的相变。
有的元素会让相变更容易发生，有的则会抑制相变。
比如说，加入铝元素可能会让钛合金的相变温度发生改变。
三、钛合金热处理的方法1. 退火是一种常见的热处理方法。
这就像是让钛合金放松一下。
把钛合金加热到一定温度，然后慢慢冷却。
钛合金相变及表征方法共19页
探测介质 分辨率
穿透能力
可见光 ~200 nm 表面 /内部 (透明物体)
电子
~1 nm
表面
电子 ~0.05 nm
内部
离子
~10 nm
悬臂梁探针 ~0.1 nm
悬臂梁探针 ~0.1 nm
表面 表面 表面
13
扫描电子显微镜（SEM）
性能特性
• 塑性及疲劳性能高于魏氏组织 • 断裂韧性低于魏氏组织
网 篮 组 织
8
双态组织
形成途径 • 在α-β区上部温度以一定速度冷却，或在两相 区上部温度进行变形形成双态组织 主要特征 • 既存在等轴的初生α，又存在片状的α-β 性能特性 • 与魏氏组织相反，具有较高的疲劳强度和塑性
双态组织
9显微镜 Optical Microscopy
扫描电子显微镜 Scanning Electron Microscopy (SEM) 透射电子显微镜 Transmission Electron Microscopy (TEM) 聚焦离子束 Focused Ion Beam (FIB) 扫描隧道显微镜 Scanning Tunneling Microscopy (STM)
钛合金
一、钛合金的分类
α钛合金 α+β钛合金
工业纯钛 TA1、 TA2、TA3、 TA4
近α钛合金
TC4、TC11、TC21
图 1： TA1板材650℃/h退火状态： 等轴α+少量晶间β
β钛合金
高温合金
其他类型
α2合金
γ合金
图 2： TC4800℃退火状态： 白色等轴α+灰色晶间β
钛合金相变和表征方法专题培训课件
图一：淬火组织与组成关系
图二：马氏体切变形成过程
5
马氏体类型与形态
常见的类型：
两种形态
6
7
片层组织（魏氏组织）
层片组织 8
网篮组织
网 篮 组 织
9
双态组织
双态组织
10
等轴组织
等轴组织
11
总结
钛合金性能与组织的关系
性能
魏氏组 网篮组 双态组 等轴组
织
织
织
织
拉伸强 高 度
较高 较高 稍低
拉伸塑 低
6
1920
1987
2006
钛合金相变和表征方法
一、钛合金的分类
图 1： TA1板材650℃/h退火状态： 等轴α+少量晶间β
图 2： TC4800℃退火状态： 白色等轴α+灰色晶间β
图 3：Ti40合金850℃退火组织
等轴β组织
2
二、钛合金的相变与组织
• 1、同素异晶转变 • 2、马氏体相变 • 3、热处理典型组织 • 片层组织 • 网篮组织 • 双态组织 • 等轴组织
原子力显微镜 Atomic Force Microscopy (AFM)
探测介质 分辨率
穿透能力
可见光 ~200 nm 表面 /内部 (透明物体)
电子
~1 nm
表面
钛合金相变与表征方法
13
电镜类型
类型
光学显微镜 Optical Microscopy
扫描电子显微镜 Scanning Electron Microscopy (SEM) 透射电子显微镜 Transmission Electron Microscopy (TEM) 聚焦离子束 Focused Ion Beam (FIB) 扫描隧道显微镜 Scanning Tunneling Microscopy (STM)
原子力显微镜 Atomic Force Microscopy (AFM)
探测介质 分辨率
穿透能力
可见光 ~200 nm 表面 /内部 (透明物体)
电子
~1 nm
表面
电子 ~0.05 nm
内部
离子
~10 nm
悬臂梁探针 ~0.1 nm
悬臂梁探针 ~0.1 nm
表面 表面 表面
钛合金相变和热处理
钛合金相变和热处理钛合金相变和热处理钛合金是一种重要的结构材料，由于其高强度、低密度、耐腐蚀等特性被广泛应用于航空、航天、乃至医疗等领域。
然而，钛合金也存在一些问题，比如钛合金制品在加工过程中容易发生热变形、热裂纹等现象。
为了有效解决这些问题，对于钛合金的相变和热处理技术研究显得尤为重要。
一、钛合金相变1.1 α、β相钛合金有两种最重要的晶体结构—α相和β相，其中β相是在高温下稳定的相，而α相则在低温下稳定。
因为在两相之间存在一个相变温度范围，所以经过一定的热处理，钛合金可以发生相变，从而对其性质产生影响。
1.2 钛合金的变形机制由于钛合金属于典型的自由刃转式金属，其变形主要是通过晶间滑移和晶内滑移来实现。
晶间滑移的产生势必会导致晶粒的增长，从而导致强度的降低。
二、钛合金热处理钛合金的热处理是为了在完全可控的条件下，通过调控钛合金的组织和性质，去满足钛合金在不同应用场合下的各种性能要求。
2.1 固溶处理固溶处理的目的通常是增强钛合金的塑性和韧性，以及提高其热加工能力。
固溶处理主要利用固溶元素在在母相中溶解来改变钛合金的性质。
2.2 时效处理时效处理的目的是在固溶处理后，通过加以热处理及定时保温，使强度达到最高的状态。
时效处理的工艺参数和过程控制对钛合金的性能和成本影响较大，必须严格控制。
2.3 稳定化处理由于钛合金热变形发生的条件较苛刻，通过稳定化处理可以调节相的转变，以提高钛合金的热加工性能。
稳定化处理的方法包括多元元素稳定化处理和超塑性稳定化热处理。
三、总结综上所述，钛合金相变和热处理的研究对于钛合金的应用至关重要。
合适的热处理（如固溶处理、时效处理以及稳定化处理）对于钛合金的性能和应用具有重要的影响。
因此，采用合适的热处理方法研究钛合金的相变和性能具有非常重要的意义。
钛合金相变知识整理
钛合金的固体相变（整理版）钛的主要相及其结构纯钛在固态下有两种同素异构体，常温下以密排六方（hcp）晶格结构存在，称之为a钛。
hcp单元晶胞如图1-1左图所示，在室温下点阵常数a=0.295nm，c=0.468nm。
纯钛的c/a=1.587，小于理想hcp结构的c/a值1.663，（0001）是称为底面（basal plane），为密排面；（1010）称为棱柱面，（1011）称为棱锥面;a1、a2、a3轴是密排方向，即＜1120＞方向。
当温度升到882.5℃以上时，变成体心立方（bcc）晶格结构，称之为B钛。
bcc单元晶胞如图1-1右图所示，（110）为密排面，密排方向为＜111＞, 900℃时，点阵常数a=0.332nm。
■r■:＜图1-1 a钛和P钛的原子结构示意图钛合金两相间的具体的转变温度会受间隙和置换元素含量的强烈影响，所以钛的合金元素被分为a稳定元素、中性元素和P稳定元素，如图所示：a稳定元素提高a/B转变温度，置换式的Al和间隙式的C、N、O都是强a稳定元素，这些元素含量越多，则钛合金的a/B转变温度越高。
Zr，Hf和Sn 等属于中性元素，因为它们含量很低时略微降低a /B相变温度，当们含量增加时，又会提高a/B相变温度。
B稳定元素能够降低钛的同素异型转变温度，扩大B相区并增加B相在热力学上的稳定性，这类元素包括间隙式的H和大量的置换式元素，其中置换式B稳定元素又分为B同晶元素和B共析元素，这取决于所产生的二元相图的细节。
钛合金的相变钛合金热处理是钛合金学科领域内一个重要的分枝。
其典型特征为：淬火过程中发生了马氏体相变，或保留高温组织，合金的塑性韧性稍有升高，强度硬度稍有降低。
在随后时效过程中，由于亚稳定相和中间相的生成，合金硬度、强度升高，塑性、韧性降低。
对过渡阶段的每一种亚稳相和中间相都有其产生的条件和相应的性质，钛合金热处理的研究实际上就是对其淬火和时效过程中中间相的研究。
金属材料的热处理可以归纳为三大类：第一类，淬火+回火；第二类，固溶+时效；第三类，淬火+时效。
第四章钛合金的相变及热处理
第四章钛合⾦的相变及热处理钛合⾦的相变及热处理-第四章．第4章钛合⾦的相变及热处理可以利⽤钛合⾦相变诱发的超塑性进⾏钛合⾦的固态焊接，接头强度接近基体强度。
4.1 同素异晶转变1.⾼纯钛的β相变点为882.5℃，对成分⼗分敏感。
在882.5℃发⽣同素异晶转变：α（密排六⽅）→β（体⼼⽴⽅），α相与β相完全符合布拉格的取向关系。
2.扫描电镜的取向成像附件技术（Orientation-Imaging Microscopy , OIM）3.α/β界⾯相是⼀种真实存在的相，不稳定，在受热情况下发⽣明显变化，严重影响合⾦的⼒学性能。
4.纯钛的β→α转变的过程容易进⾏，相变是以扩散⽅式完成的，相变阻⼒和所需要的过冷度均很⼩。
冷却速度⼤于每秒200℃时，以⽆扩散发⽣马⽒体转变，。
转变温度会随所含合⾦元素的性试样表⾯出现浮凸，显微组织中出现针状α′质和数量的不同⽽不同。
5.钛和钛合⾦的同素异晶转变具有下列特点：（1）新相和母相存在严格的取向关系（2）由于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相长⼤倾向特别⼤，极易形成粗⼤晶粒。
（3）钛及钛合⾦在β相区加热造成的粗⼤晶粒，不像铁那样，利⽤同素异晶转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。
4.2 β相在冷却时的转变冷却速度在410℃/s以上时，只发⽣马⽒体转变；冷速在410～20℃/s时,发⽣块状转变；冷却继续降低，将以扩散型转变为主。
1.β相在快冷过程中的转变钛合⾦⾃⾼温快速冷却时，视合⾦成分不同，β相可以转变成马⽒体α′或甥??、ω或过冷β等亚稳定相。
（1）马⽒体相变①在快速冷却过程中，由于β相析出α相的过程来不及进⾏，但是β相的晶体结构，不易为冷却所抑制，仍然发⽣了改变。
这种原始β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。
②如果合⾦的溶度⾼，马⽒体转变点M降低⾄室温⼀下，β相将被冻结到室S温，这种β相称过冷β相或残留β相。
钛合金相变知识(整理)
钛合金的固体相变（整理版）钛的主要相及其结构纯钛在固态下有两种同素异构体，常温下以密排六方(hcp)晶格结构存在，称之为α钛。
hcp单元晶胞如图1-1左图所示，在室温下点阵常数a=0.295nm，c=0.468nm。
纯钛的c/a=1.587，小于理想hcp结构的c/a值1.663，(0001)是称为底面(basal plane)，为密排面；(1010)称为棱柱面，(1011)称为棱锥面；a1、a2、a3轴是密排方向，即<1120>方向。
当温度升到882.5℃以上时，变成体心立方(bcc)晶格结构，称之为β钛。
bcc单元晶胞如图1-1右图所示，(110)为密排面，密排方向为<111>，900℃时，点阵常数a=0.332nm。
图1-1 α钛和β钛的原子结构示意图钛合金两相间的具体的转变温度会受间隙和置换元素含量的强烈影响，所以钛的合金元素被分为α稳定元素、中性元素和β稳定元素，如图所示：α稳定元素提高α/β转变温度，置换式的Al和间隙式的C、N、O都是强α稳定元素，这些元素含量越多，则钛合金的α/β转变温度越高。
Zr，Hf和Sn 等属于中性元素，因为它们含量很低时略微降低α/β相变温度，当们含量增加时，又会提高α/β相变温度。
β稳定元素能够降低钛的同素异型转变温度，扩大β相区并增加β相在热力学上的稳定性，这类元素包括间隙式的H和大量的置换式元素，其中置换式β稳定元素又分为β同晶元素和β共析元素，这取决于所产生的二元相图的细节。
钛合金的相变钛合金热处理是钛合金学科领域内一个重要的分枝。
其典型特征为: 淬火过程中发生了马氏体相变，或保留高温组织，合金的塑性韧性稍有升高，强度硬度稍有降低。
在随后时效过程中，由于亚稳定相和中间相的生成，合金硬度、强度升高，塑性、韧性降低。
对过渡阶段的每一种亚稳相和中间相都有其产生的条件和相应的性质，钛合金热处理的研究实际上就是对其淬火和时效过程中中间相的研究。
钛合金材料的精密制备与表征
钛合金材料的精密制备与表征钛合金在航空、航天、汽车等领域具有广泛的应用前景，其优异的力学性能和高温耐腐蚀性能被广泛研究和发掘。
在钛合金的研究中，精密制备和表征是必不可少的环节。
一、钛合金材料的精密制备钛合金的制备要求精确控制各种合金元素的含量和形式，同时保证材料的致密度和均匀性。
目前，钛合金的制备方法主要有粉末冶金、熔融冶金、微粉复合材料冶金、物理气相沉积、化学气相沉积、等离子喷涂、光生长等多种方法。
其中，粉末冶金和熔融冶金是比较成熟和常用的方法。
粉末冶金是将原材料制成粉末，通过混合、压制、烧结等工艺步骤来制备材料。
在钛合金粉末冶金中，关键技术是粉末的制备和烧结工艺的优化。
粉末的制备一般采用气相凝聚法、机械球磨法、化学还原法等方法。
烧结工艺的优化主要涉及烧结温度、保温时间、工艺气氛等参数的控制。
通过优化粉末制备和烧结工艺，可以获得结晶度高、致密度大、力学性能优异的钛合金材料。
熔融冶金是将原材料熔融后进行铸造、锻造、挤压等加工工艺来制备材料。
熔融冶金方法制备钛合金的关键问题在于熔炼工艺的优化。
熔炼过程中，合金元素分布均匀性、氧化物含量、气体含量、渣分离等问题都需要得到控制。
此外，还需要针对不同的钛合金类型选择适宜的熔炼工艺方案和加工工艺。
二、钛合金材料的表征方法钛合金材料的表征方法主要包括物理性能测试、成分分析、显微结构表征、表面形貌和化学组分分析等多种手段。
物理性能测试主要包括拉伸、压缩、弯曲等机械性能测试、热膨胀性、热导率等热物理性能测试、电导率、电阻率等电学性能测试等。
这些测试能够评估材料在各种力学、热学和电学环境下的性能。
成分分析主要是针对钛合金中各种元素含量进行的分析，常用的成分分析方法包括光电子能谱分析(XPS)、能谱分析(ESCA)、原子吸收光谱分析法(AAS)和电感耦合等离子体质谱分析法(ICP-MS)等。
显微结构表征主要是对材料的组织和晶粒形貌进行分析。
常用的显微结构表征方法包括扫描电子显微镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)和X射线衍射(XRD)等。
钛合金相变[整理版]
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钛合金相变(phase transformation in titanium alloy)钛合金的固态组织在不同条件下的形成和变化规律。
由于纯钛具有两种同素异晶体，因此其固态相变类型繁多，性质复杂，远超过铜、铝、镍等其他有色金属。
概括起来，钛合金的固态相变可归纳为3大类：在一般连续加热和冷却条件下进行的同素异晶转变；在淬火过程中发生的非扩散性转变，即马氏体α’、α“和ωa相的形成；各种亚稳相的分解，即亚稳β相、过饱和的α相和马氏体在等温或时效处理中的沉淀过程。
连续加热和冷却过程中的同素异晶转变纯钛加热时在882.5 ℃发生α→β转变。
合金化后该转变温度(Tβ)将随合金元素的性质和含量而变化。
钛合金加热转变的主要特点在于α→β转变的体积变化效应小(约0.17％)，相变应力值低，且因体心立方β相自扩散系数高，故转变迅速，不易过热，合金一旦进入β相区，晶粒尺寸迅速增大，因此难以利用相变重结晶方式细化晶粒，这一点与一般钢材有明显差异。
钛合金从β相区连续冷却时，α相通常呈片叶状析出，粗细程度与合金性质和冷却速度有关，但其基本形貌是相似的。
大量试验证明，α相与β基体之间存在严格的伯格斯(Burgers)晶体学取向关系，即{0001}αll{110)β、<112¯0>αll<111>β。
因每一{110)面族包含6个晶面，又各有2个<111>取向，故片状α相有12个变体，由此构成分布十分规则的显微组织形貌，即魏氏组织(图la)，这也是绝大多数钛合金自β相区缓慢冷却后的基本组织形态。
钛合金同素异晶转变产物保持着强烈的组织遗传性。
连续冷却后形成的魏氏组织，若重新加热至β相区，α相将转变成原始取向的β相，再冷却，则又形成固有的魏氏结构。
这种组织往往伴有粗大的原始β晶粒和网状晶界α，相应的拉伸塑性和疲劳性能较差。
为改变这种状况，获得细等轴组织(图1b)或双态组织(图1c)，形变再结晶是最有效的途径，这也说明为何热加工变形在决定钛合金组织状态方面占据重要地位。
TC4钛合金相变温度的测定与分析
图 2.2 液压吸能型保险杠
液压吸能型保险杠的结构见图，保险杠横
梁内侧的加强件通过橡胶垫和液压缓冲减振器
里面的活塞杆相连，活塞杆是空心结构，里面
有浮动活塞，活塞将活塞杆里面的空腔隔成左
右两个腔，右腔里充满液压油，左腔里充满氮气，
活塞杆的外圆柱面和缓冲液压缸的内圆柱面之
间滑动配合，缓冲液压缸内的液压油和活塞杆
的右腔相通。
缓冲液压缸固定在车身加强件或
钛合金相变温度的测定与分析
关键词TC4
对钛合金的相变温度范围需要计算出具体的数值。
差热分析法和连续升温金相法对钛合金试样进行了测定，取得了相变温度范围。
文中对三种测试方法进行了分析，得出
关键词液压支架；推移装置 随着大型机械化设备在煤矿企业中的广泛应用，对煤矿安全生产产生了巨大的效益回报，为了进一步提高设备的再次利用率，减少投资成本，一些煤矿企业加强了对设备的维护力度，并返厂检修，对设备所出现的常见问题提出了相应的解决方法与技改方案，来进一步增加设备的
型掩护式液压支架在平凉新安矿使用中推移装置所出现的问题进行详细剖析以及在。
第四章 钛合金的相变及热处理
第4章钛合金得相变及热处理可以利用钛合金相变诱发得超塑性进行钛合金得固态焊接,接头强度接近基体强度。
4、1 同素异晶转变1.高纯钛得β相变点为882、5℃,对成分十分敏感。
在882、5℃发生同素异晶转变:α(密排六方)→β(体心立方),α相与β相完全符合布拉格得取向关系。
2.扫描电镜得取向成像附件技术(OrientationImaging Microscopy , OIM)3.α/β界面相就是一种真实存在得相,不稳定,在受热情况下发生明显变化,严重影响合金得力学性能。
4.纯钛得β→α转变得过程容易进行,相变就是以扩散方式完成得,相变阻力与所需要得过冷度均很小。
冷却速度大于每秒200℃时,以无扩散发生马氏体转变,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得性质与数量得不同而不同。
5.钛与钛合金得同素异晶转变具有下列特点:（1）新相与母相存在严格得取向关系（2）由于β相中原子扩散系数大,钛合金得加热温度超过相变点后,β相长大倾向特别大,极易形成粗大晶粒。
（3）钛及钛合金在β相区加热造成得粗大晶粒,不像铁那样,利用同素异晶转变进行重结晶使晶粒细化。
钛及钛合金只有经过适当得形变再结晶消除粗晶组织。
4、2 β相在冷却时得转变冷却速度在410℃/s以上时,只发生马氏体转变;冷速在410～20℃/s时,发生块状转变;冷却继续降低,将以扩散型转变为主。
1.β相在快冷过程中得转变钛合金自高温快速冷却时,视合金成分不同,β相可以转变成马氏体α′或α"、ω或过冷β等亚稳定相。
（1）马氏体相变①在快速冷却过程中,由于β相析出α相得过程来不及进行,但就是β相得晶体结构,不易为冷却所抑制,仍然发生了改变。
这种原始β相得成分未发生变化,但晶体结构发生了变化得过饱与固溶体就是马氏体。
②如果合金得溶度高,马氏体转变点M S降低至室温一下,β相将被冻结到室温,这种β相称过冷β相或残留β相。
③若β相稳定元素含量少,转变阻力小,β相由体心立方晶格直接转变为密排六方晶格,这种具有六方晶格得过饱与固溶体称六方马氏体,以α′表示。
钛合金相变_phase transformation in titanium alloy
钛合金相变(phase transformation in titanium alloy)钛合金的固态组织在不同条件下的形成和变化规律。
由于纯钛具有两种同素异晶体，因此其固态相变类型繁多，性质复杂，远超过铜、铝、镍等其他有色金属。
概括起来，钛合金的固态相变可归纳为3大类：在一般连续加热和冷却条件下进行的同素异晶转变；在淬火过程中发生的非扩散性转变，即马氏体α’、α“和ωa相的形成；各种亚稳相的分解，即亚稳β相、过饱和的α相和马氏体在等温或时效处理中的沉淀过程。
连续加热和冷却过程中的同素异晶转变纯钛加热时在882.5 ℃发生α→β转变。
合金化后该转变温度(Tβ)将随合金元素的性质和含量而变化。
钛合金加热转变的主要特点在于α→β转变的体积变化效应小(约0.17％)，相变应力值低，且因体心立方β相自扩散系数高，故转变迅速，不易过热，合金一旦进入β相区，晶粒尺寸迅速增大，因此难以利用相变重结晶方式细化晶粒，这一点与一般钢材有明显差异。
钛合金从β相区连续冷却时，α相通常呈片叶状析出，粗细程度与合金性质和冷却速度有关，但其基本形貌是相似的。
大量试验证明，α相与β基体之间存在严格的伯格斯(Burgers)晶体学取向关系，即{0001}αll{110)β、<112¯0>αll<111>β。
因每一{110)面族包含6个晶面，又各有2个<111>取向，故片状α相有12个变体，由此构成分布十分规则的显微组织形貌，即魏氏组织(图la)，这也是绝大多数钛合金自β相区缓慢冷却后的基本组织形态。
钛合金同素异晶转变产物保持着强烈的组织遗传性。
连续冷却后形成的魏氏组织，若重新加热至β相区，α相将转变成原始取向的β相，再冷却，则又形成固有的魏氏结构。
这种组织往往伴有粗大的原始β晶粒和网状晶界α，相应的拉伸塑性和疲劳性能较差。
为改变这种状况，获得细等轴组织(图1b)或双态组织(图1c)，形变再结晶是最有效的途径，这也说明为何热加工变形在决定钛合金组织状态方面占据重要地位。
钛合金相变及表征方法
α-Ti 密排六方
4
2、马氏体相变
马氏体相变：在快速冷却的过程中，β相转化成α相的过程中 来不及进行，β相转变成与母相成分相同、晶体结构不同的 过饱和固溶体。 马氏体特点：1、无扩散型相变，只发生晶格重构 2、转变无孕育期，转变速度极快 3、转变阻力大，需要较大的过冷度 4、晶格与母相有严格的取向关系
背散射
二次电子
伴生
特征X射线
俄歇电子
高的分辨率，1nm左右 很大的景深 制样简单
15
透射电子显微镜（TEM）
16
X射线衍射
17
板条马氏体
• 电镜下成板条状 • 亚结构为位错
针状马氏体
• 在合金浓度较高时成针状 • 亚结构为孪晶
6
7
片层组织（魏氏组织）
形成途径
主要特征 性能特性
• 在β相区进行热加工或者在β相区退火。
• 具有粗大等轴的原始β晶粒 • 断裂韧性高；在较快冷却状态下其蠕变抗力和 持久强度较高 • 塑性低，尤其是断面收缩率低于其它类型的
图 2： TC4800℃退火状态： 白色等轴α+灰色晶间β
图 3：Ti40合金850℃退火组织 等轴β组织 2
二、钛合金的相变与组织
1、同素异晶转变
2、马氏体相变
3、热处理典型组织 片层组织 网篮组织 双态组织
等轴组织
3
1、同素异晶转变
晶格常数 a=0.3306nm，b/a=0.87, 滑移系：12个
层片组织
8
网篮组织
形成途径
主要特征
• 在β相区开始变形，但在（α＋β）相区终止 变形，原始β晶粒及晶界α破碎，冷却后形成 • α丛的尺寸减小，α条变短，且各丛交错排列， 犹如编织网篮的形状 • 塑性及疲劳性能高于魏氏组织 • 断裂韧性低于魏氏组织
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良
好
优
性
冲击韧 低
优
好
较好
性
疲劳强 低
较好 好
有
度
断裂韧 高
较好 较好 低
12
三、钛合金的表征方法
• 1、微观组组织分析： • 光学电子显微镜（OM）、 • 扫描电子显微镜（SEM）、 • 透射电子显微镜（TEM） • 2、物相类型分析： • X射线衍射 • 电子衍射
13
电镜类型
类型
光学显微镜 Optical Microscopy
1入射电子和原子核碰撞
弹性 非弹性
背散射
2入射电子和核外电子碰撞
价电子 芯电子
二次电子 伴生
特征X射线 俄歇电子
高的分辨率，1nm左右 很大的景深 制样简单
15
透射电子显微镜（TEM）
16
X射线衍射
17
1896
1920
1987
2006
钛合金的相变与表征方法
罗明生 4月27日
一、钛合金的分类
图 1： TA1板材650℃/h退火状态： 等轴α+少量晶间β
图 2： TC4800℃退火状态： 白色等轴α+灰色晶间β
图 3：Ti40合金850℃退火组织
等轴β组织
2
二、钛合金的相变与组织
• 1、同素异晶转变 • 2、马氏体相变 • 3、热处理典型组织 • 片层组织 • 网篮组织 • 双态组织 • 等轴组织
3
1、同素异晶转变
晶格常数 a=0.3306nm，b/a=0.87, 滑移系：12个
晶格常数 a=0.29511nm，c=0.468, 滑移系：3个
β-Ti 体心六方
纯钛882℃
1700
+L
1500
1300 1100
+ T iA l
பைடு நூலகம்T + T iA l
Temperature, °C
900
700
原子力显微镜 Atomic Force Microscopy (AFM)
探测介质 分辨率
穿透能力
可见光 ~200 nm 表面 /内部 (透明物体)
电子
~1 nm
表面
电子 ~0.05 nm
内部
离子
~10 nm
悬臂梁探针 ~0.1 nm
悬臂梁探针 ~0.1 nm
表面 表面 表面
14
扫描电子显微镜（SEM）
扫描电子显微镜 Scanning Electron Microscopy (SEM) 透射电子显微镜 Transmission Electron Microscopy (TEM) 聚焦离子束 Focused Ion Beam (FIB) 扫描隧道显微镜 Scanning Tunneling Microscopy (STM)
图一：淬火组织与组成关系
图二：马氏体切变形成过程
5
马氏体类型与形态
常见的类型：
两种形态
6
7
片层组织（魏氏组织）
层片组织 8
网篮组织
网 篮 组 织
9
双态组织
双态组织
10
等轴组织
等轴组织
11
总结
钛合金性能与组织的关系
性能
魏氏组 网篮组 双态组 等轴组
织
织
织
织
拉伸强 高 度
较高 较高 稍低
拉伸塑 低
+ T iA l
T iA l + T iA l 2
T i A l + T iA l
T iA l 2 +
α-Ti 密排六方
4
2、马氏体相变
马氏体相变：在快速冷却的过程中，β相转化成α相的过程中 来不及进行，β相转变成与母相成分相同、晶体结构不同的 过饱和固溶体。
马氏体特点：1、无扩散型相变，只发生晶格重构 2、转变无孕育期，转变速度极快 3、转变阻力大，需要较大的过冷度 4、晶格与母相有严格的取向关系