钛合金的相变及热处理

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88

2.5℃，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，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的性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 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，这种具有六方晶格的过饱和固溶体称六方马氏体，以α′表示。

④若β相稳定元素含量高，晶格转变阻力大，不能直接转变为六方晶格，只能转变为斜方晶格，这种具有斜方晶格的马氏体称斜方马氏体，以α′′表示。

⑤马氏体相变是一个切变相变，在转变时，β相中的原子作集体的、有规律的进程迁移，迁移距离较大时形成六方α′相，迁移距离较小时形成斜方α′′相。

⑥马氏体相变开始温度M S ；马氏体相变终了温度M f 。

⑦钛合金中加入Al、Sn、Zr将扩大α相区，使β相变点升高；V、Mo、Mn、Fe、Cr、Cu、Si将缩小α相区（扩大β相区），使β相变点降低。

⑧β相中原子扩散系数很大，钛合金的加热温度一旦超过β相变点，β相将快速长大成粗晶组织，即β脆性，故钛合金淬火的加热温度一般均低于其β相变点。

⑨β相稳定元素含量越高，相变过程中晶格改组的阻力就越大，因而转变所需的过冷度越大，M S

、M f越低。

⑩六方马氏体有两种组织形态。合金元素含量少时，M S 点高，形成块状组织，在电子显微镜下呈板条状马氏体；合金元素含量高时，M S点低，形成针状组织，在电子显微镜下呈针状马氏体。板条状马氏体内有密集的位错，基本没有孪晶；针状马氏体内有大量的细孪晶。

?钛合金的马氏体不能显着提高合金的强度和硬度。钛合金的马氏体α′的硬度只略高于α固溶体，对合金的强化作用较小。当合金中出现斜方马氏体α′′时，合金的强度、硬度、特别是屈服强度明显下降。

?钛合金的马氏体相变属于无扩散型相变，在相变过程中不发生原子扩散，只发生晶格重构，具有马氏体相变的所有特点。动力学特点是转变无孕育期，瞬间形核长大，转变速度极快，每个马氏体瞬间长到最终尺寸；晶体学特点是马氏体晶格与母相β相之间存在严格取向关系，而且马氏体总是沿着β相的一定晶面形成；热力学特点是马氏体转变的阻力很大，转变时需要较大的过冷度，而且马氏体转变的持续进行只能在越来越低的温度进行。（2）ω相变

①当合金中元素含量在临界浓度附近时，快速冷却时，将在合金组织中形成一种新相—ω相，ω相尺寸很小，高度弥散、密集，体积分量可达到80%以上。ω相具有六方晶格，与母相共生，并有共格关系。

②当合金元素的原子与钛原子半径相差很小时，对ω相形状起作用的是表面能，ω相呈椭圆形；当合金元素的原子与钛原子半径相差较大时，对ω相形状起作用的是界面应变能，ω相呈立方体形。

③β→ω的转变是无扩散相变，极快的冷速也不能抑制其进行，晶格构造以无扩散的共格切变方式由体心立方改组为六方晶格，但ω相长大要依靠原子扩散。

④β稳定元素的浓度超过临界浓度的合金，淬火时不形成ω相,但可以得到亚稳定β相，亚稳定β相在500℃一下回火转变为ω相，称为回火ω相。将回火形成的ω相加热到较高温度，ω相会消失。

⑤ω相硬度很高，脆性很大，位错不能在其中移动，显着提高合金的强度、硬度、弹性模量，但使塑性急剧下降。当ω相的体积分数达到80%以上，合金会完全失去塑性；如果ω相的体积分数控制适当（50%左右），合金具有较好的强度和塑性的配合。

⑥ω相是钛合金的有害组织，加入铝能促进回火时α相形成，降低ω相的稳定性。（3）过冷β亚稳定相

当β稳定元素含量较高时，淬火时将保留β结构，称为β′相，即亚稳定β相。这种淬火属无多型性转变的淬火，即固溶处理。由固溶处理得到的高强度合金化β′相在随后的时效时可使合金显着强化。β′相在应力作用会发生马氏体转变使合金强化。

2.β相在慢冷过程中的转变

（1）α相的析出过程是一个形核和长大的过程，当冷却速度很慢时，由于产生的过冷度很小，晶核首先在晶界形成，并在晶界区长大成为网状晶界α，同时由晶界α向晶内生长，形成位向相同，并互相平行排列的长条状组织，一般称为平直的α组织。

（2）若冷却速度不够慢，则在晶粒内部也可形核，并长成α片丛；若冷速极慢，α在晶界形核，向晶内生长，贯穿整个晶粒。

3.钛合金的亚稳相图

（1）t0C k线为马氏体相变开始线，也称M s线；

（2）t0C1线为马氏体相变终止线，也称M f线。

（3）合金元素含量大于临界浓度C k

，但不超过某些成分范围的合金，淬火所得的亚稳态β相，受到应力作用将转变为马氏体，称为应力诱变马氏体。其具有低的屈服强度、高应变硬化速率及均匀伸长，并具有较高的塑性。

4.3 β相共析转变及等温转变