钛合金相变及表征方法共19页
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
钛合金相变点计算公式
钛合金相变点计算公式钛合金相变点的计算可不是一件简单的事儿，这就像解开一道复杂的谜题，需要一些特定的公式和方法。
咱们先来说说钛合金相变点到底是啥。
简单来讲，相变点就是钛合金在受热或者冷却过程中，其内部结构发生变化的那个关键温度点。
比如说，从一种晶体结构变成另一种晶体结构。
那怎么来计算这个相变点呢？这里面就有不少学问啦。
常用的计算公式会涉及到钛合金中各种元素的含量。
比如说，有一种公式是这样的：相变点 = A + B × (元素 1 的含量) + C × (元素 2 的含量) + …… 这里的 A、B、C 呢，是根据大量实验和研究得出来的系数。
我记得有一次，在实验室里，我们一群人就在研究这个钛合金相变点的计算。
当时，为了得到准确的数据，我们可是费了好大的劲儿。
每个人都全神贯注，眼睛紧盯着仪器上的数据变化。
有个小伙伴因为太紧张，额头都冒出了汗珠。
咱们再深入一点，不同类型的钛合金，其相变点的计算公式还可能会有所不同。
这就像是不同的游戏有不同的规则一样。
比如说，α型钛合金和β型钛合金，它们的计算公式就有差别。
而且啊，计算相变点的时候，可不能只依赖公式，还得考虑到实际的加工条件和环境因素。
有时候，一点点细微的差别，都可能导致计算结果的偏差。
在实际应用中，准确计算钛合金的相变点那是相当重要的。
比如说在制造飞机零件的时候，如果相变点计算不准确，那零件的性能可能就达不到要求，这后果可就严重啦。
总之，钛合金相变点的计算公式虽然复杂，但只要我们认真研究，仔细分析，还是能够掌握其中的奥秘，为相关的工程应用提供有力的支持。
希望通过我的这番讲解，能让您对钛合金相变点计算公式有个初步的了解。
钛合金中的马氏体相变
THANK YOU!
马氏体最初是在钢（中、 高碳钢）中发现的：将钢加热 到一定温度（形成奥氏体）后经迅速冷却（淬火），得到的能 使钢变硬、增强的一种淬火组织。 最先由德国冶金学家 Adolf Martens(1850-1914)于19世纪 90年代在一种硬矿物中发现。马氏体的三维组织形态通常有片 状(plate)或者板条状(lath)，片状马氏体在金相观察中（二维） 通常表现为针状（needle-shaped），这也是为什么在一些地方 通常描述为针状、竹叶状的原因，板条状马氏体在金相观察中 为细长的条状或板状。奥氏体中含碳量≥1%的钢淬火后，马氏 体形态为片状马氏体，当奥氏体中含碳量≤0.2%的钢淬火后， 马氏体形状基本为板条马氏体。马氏体的晶体结构为体心四方 结构（BCT）。中高碳钢中加速冷却通常能够获得这种组织。高 的强度和硬度是钢中马氏体的主要特征之一，同时马氏体的脆 性也比较高。
• 二、其他金属中的马氏体相变 • 20世纪以来，对钢中 马氏体相变的特 征累积了较多的知识，又相继发现在某些 纯金属和合金中也具有马氏体相变，如： Ce、Co、Hf、Hg、La、Li、Ti、Tl、Pu、V、 Zr、和Ag-Cd、Ag-Zn、Au-Cd、Au-Mn、CuAl、Cu-Sn、Cu-Zn、In-Tl、Ti-Ni等。目前广 泛地把基本特征属马氏体相变型的相变产 物统称为马氏体。
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从右图图可知：当β 稳定元素的浓度达到 临界值C0与C1时，合金
的Ms点和Mf点分别达到 室温。
图2 Ms和Mf的关系
3.3
钛合金相变马氏体的特点
钛合金的马氏体相变属无扩散型相变,在相变 过程中不发生原子扩散, 只发生晶格重构。它具有 马氏体相变的所有特点。 动力学特点：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; 恒 温转变量极少, 主要在不断冷却中增加体积分数。 切变特点: 马氏体转变是晶体切变过程, 在切 变过程中完成晶格重构。
超全的钛及钛合金金相图谱
超全的钛及钛合金金相图谱导读•α型钛合金•α+β钛合金•β型钛合金•金属间化合物•铸造钛合金α型钛合金α型钛合金中又分为全α合金及近α合金;工业纯钛属于α合金，此外一般α合金含有6%左右的Al和少量中性元素，退火后几乎全部是α相，典型合金包括TA1~TA7合金等；近α合金中除含有从和少量中性元素外，还有少量（不超过4%）的α稳定元素，如TA16、TA17合金等。
1工业纯钛按照国家标准GB/T3602.1-2007的规定，工业纯钛按杂质元素含量分为TA1、TA1ELI、TA1-1、TA2等9个牌号，相变点900℃。
工业纯钛主要应用于要求高塑性、适当的强度、良好的耐蚀性以及可焊性的场合。
它们的冷热加工性能好、可生产各种规格的板材、棒材、型材、带材、管材和箔材。
一般在退火状态交货使用。
国家标准GB/T3621-2007所规定的纯钛板材的力学性能如表1-1所示。
TA1、TA2 和TA3的显微组如图1-1~图1-5所示。
表1-1 纯钛板材力学性能（GB/T3621-2007）图1-1 TA1板材650℃/1h退火态组织：等轴α+少量晶间β（暗）图1-2 TA3板材800℃/1h退火态组织：等轴α+含有针状α的转变β图1-3 TA2 大规格棒材600℃/1h退火态组织：等轴α图1-4 TA2 精锻棒材600℃/1h退火态组织：等轴α图1-5 TA3板材450℃/1h退火不完全再结晶组织：少量等轴α+拉长条状α2TA16钛合金TA16合金的名义成分为Ti-2Al-2.5Zr（俄罗斯牌号nT-7M），是前苏联研制的一种近α型钛合金，相变点940℃。
该合金冷加工工艺及焊接性能良好，在舰船动力系统及航空管路系统广泛应用。
表1-2列出了TA16合金丝材退火状态下的力学性能。
TA16合金显微组织如图1-6~图1-14所示。
表1-2 TA16合金Φ4mm丝材经700℃/1h退火后的拉伸性能图1-6~图1-11为TA16合金经热拉拔加工直径为4mm的丝材，经不同温度退火后的金相组织及不同变形量的加工态组织，图1-12~图1-14为TA16合金板材经过加氢处理后的微观组织。
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。
TC4钛合金自由锻过程相变模拟与工艺分析
TC4钛合金自由锻过程相变模拟与工艺分析
徐新生;闫俊霞;何雪明;张皓晔
【期刊名称】《轻工机械》
【年(卷),期】2022(40)3
【摘要】为了揭示TC4钛合金自由锻过程中相的演变规律,课题组建立了TC4钛合金的相变模型,对其成形工艺进行数值模拟,并利用平均值和标准差值作为评价指标,对模拟结果进行分析。
结果显示:温度在700℃左右时,α相开始向β相发生转变,当达到1000℃后,转变率达到100.0%直至加热结束;镦粗的最佳高径比为2.5,锻件对应的平行边距D=410 mm;锻件与模具接触处形成温度骤降区,首先发生β相到α+β相的转变,2相占比平均值呈相反演变趋势,标准差值为相同演变趋势。
基于模拟的锻造工艺,能够有效地缩短试验周期,提高产品合格率,本研究为大型钛合金自由锻工艺提供了参考。
【总页数】7页(P43-49)
【作者】徐新生;闫俊霞;何雪明;张皓晔
【作者单位】江南大学江苏省食品先进制造装备技术重点实验室;江南大学机械工程学院;无锡宏达重工股份有限公司
【正文语种】中文
【中图分类】TG316.2;TH142
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第二讲 钛的合金化原理
第二讲钛的合金化原理1、钛的固态相变钛的两种同素异体结构密排六方（HCP）——α相，低温相，难变形。
体心立方（BCC）——β相，高温相，易变形。
纯钛的相变点882℃相变会使晶胞体积、变形能力、塑性、扩散系数等发生重大改变。
2、合金元素与钛的相互作用由于合金元素原子结构、原子尺寸和晶体结构三者的差异，合金元素与钛的作用分四类：第一类：形成离子化合物的元素；O、C1、F，与提取冶金、化工关系大。
第二类：形成有限固溶体和金属间化合物的元素；A1、C、N、B。
第三类：形成无限固溶体的元素；Zr、Hf与α、β相均形成无限固溶。
Mo、V、Cr、Ta、Nb，只在β-Ti 中无限固溶，在α-Ti中为有限固溶。
第四类：与Ti基本不反应或完全不反应的元素，包括：惰性气体、Na、K、稀土（钪除外）微量稀土可细化晶粒。
3、相——相图相——物质体系中物理和化学都均匀的部分，它是描述物质状态的一个概念，如水的固相、液相、气相。
相图——表征合金相组成与合金元素含量、温度三者关系的图形。
4、Ti-A1二元相图铝是钛合金最重要的合金元素，它质轻、价廉、合金化效果好，应用最广。
Ti-A1相图最有代表性与基础性。
从Ti-A1相图可以看出：①Ti与A1相互作用，可形成4个相。
α相（HCP），A1≤7%~11%，无序固溶体，低塑性相。
β相（BCC），无序固溶体，高塑性相。
α2相（正方），A1＞11%，Ti3A1有序金属间化合物，脆性相。
γ相（六方）A1＞50%，TiA1有序金属间化合物，晶型，脆性相。
②α2相和γ相结构③常用钛合金（低A1合金）：含α相、β相超轻型耐热钛合金（高A1合金），含α2或r相组成，可在650-900℃下使用。
④A1提高α/β相变点。
A1提高再结晶开始温度，提高强度（30-50MPa/1%A1）A1降低塑性与韧性。
A1超过溶解度极限8%，导致α2（TiA1）相析出，合金脆化。
4、合金元素的分类按照元素对钛α/β相变点影响，分三类：①α稳定元素：升高相变点，扩大α相区，如A1、O、C、N、B，较多溶于α相。
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。
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
TC4-DT钛合金的相变过程原位观察
第３５卷２０１８年 第４期８月Ｖｏｌ ３５Ａｕｇｕｓｔ Ｎｏ ４２０１８ＴＣ４ ＤＴ钛合金的相变过程原位观察王文盛１，刘向宏１，赵小花１，郝 芳１，张小航１，张 海２（１．西部超导材料科技股份有限公司特种钛合金材料制备技术国家地方联合工程实验室，陕西 西安 ７１００１８）（２．航空工业成都飞机设计研究所，四川 成都 ６１００９１）摘 要：利用共聚焦显微镜原位观察了存在强织构和正常两种组织的ＴＣ４ ＤＴ钛合金从室温升温至１２００℃过程中的组织演变，并且与在室温下采用光学显微镜获得的照片进行了对比研究。
结果表明，试样加热温度大于５００℃时，无需化学浸蚀即可以进行原位观察。
试样加热至９５０℃（Ｔβ－３５℃）时，可观察到球状α相逐渐消失，加热至１０００℃（Ｔβ＋１５℃）后观察不到球状α相，判断α→β相转变的温度区间应在９５０～１０００℃。
此外，正常组织试样加热至１０００℃时已经能观察到β晶界和晶界滑移现象，而存在强织构的组织加热至１１７０℃左右时才观察到明显的β晶界和晶界滑移现象。
强织构会阻碍晶粒再结晶长大，只有加热至Ｔβ以上一定温度时，晶粒才能再结晶长大。
关键词：ＴＣ４ ＤＴ钛合金；原位观察；高温金相；强织构中图分类号：ＴＧ１４６ ２３ 文献标识码：Ａ 文章编号：１００９ ９９６４（２０１８）０４ ００６ ０６Ｉｎ ｓｉｔｕＯｂｓｅｒｖａｔｉｏｎｏｆｔｈｅＰｈａｓｅＴｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎＰｒｏｃｅｓｓｏｆＴＣ４ ＤＴＴｉｔａｎｉｕｍＡｌｌｏｙＷａｎｇＷｅｎｓｈｅｎｇ１，ＬｉｕＸｉａｎｇｈｏｎｇ１，ＺｈａｏＸｉａｏｈｕａ１，ＨａｏＦａｎｇ１，ＺｈａｎｇＸｉａｏｈａｎｇ１，ＺｈａｎｇＨａｉ２（１．ＮＬＥＬｆｏｒＳｐｅｃｉａｌＴｉｔａｎｉｕｍＡｌｌｏｙＭａｔｅｒｉａｌＭａｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇ，ＷｅｓｔｅｒｎＳｕｐｅｒｃｏｎｄｕｃｔｉｎｇＴｅｃｈｎｏｌｏｇｉｅｓＣｏ．，Ｌｔｄ．，Ｘｉ’ａｎ７１００１８，Ｃｈｉｎａ）（２．ＡＶＩＣＣｈｅｎｇｄｕＡｉｒｃｒａｆｔＤｅｓｉｇｎ＆ＲｅｓｅａｒｃｈＩｎｓｔｉｔｕｔｅ，Ｃｈｅｎｇｄｕ６１００９１，Ｃｈｉｎａ）Ａｂｓｔｒａｃｔ：ＴｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｅｖｏｌｕｔｉｏｎｏｆＴＣ４ ＤＴｔｉｔａｎｉｕｍａｌｌｏｙｗｉｔｈｓｔｒｏｎｇｔｅｘｔｕｒｅａｎｄｎｏｒｍａｌｔｗｏｔｉｓｓｕｅｓｗａｓｏｂｓｅｒｖｅｄｆｒｏｍｒｏｏｍｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｔｏ１１７０℃ｂｙｃｏｎｆｏｃａｌｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ，ａｎｄｃｏｍｐａｒｅｄｗｉｔｈｔｈｅｐｈｏｔｏｏｂｔａｉｎｅｄｂｙｏｐｔｉｃａｌｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅａｔｒｏｏｍｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ．Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｔｈａｔｔｈｅｓａｍｐｌｅｃａｎｂｅｏｂｓｅｒｖｅｄｉｎｓｉｔｕｗｉｔｈｏｕｔｃｈｅｍｉｃａｌｅｔｃｈｉｎｇｗｈｅｎｔｈｅｈｅａｔｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｉｓｇｒｅａｔｅｒｔｈａｎ５００℃．Ｗｈｅｎｔｈｅｓａｍｐｌｅｉｓｈｅａｔｅｄｔｏ９５０℃（Ｔβ－３５℃），ｔｈｅｇｌｏｂｕｌａｒａｌｐｈａｐｈａｓｅｃａｎｂｅｏｂｓｅｒｖｅｄｔｏｄｉｓａｐｐｅａｒｇｒａｄｕａｌｌｙ，ａｎｄｔｈｅｓｐｈｅｒｉｃａｌａｌｐｈａｐｈａｓｅｃａｎｎｏｔｂｅｏｂｓｅｒｖｅｄａｆｔｅｒｈｅａｔｉｎｇｔｏ１０００℃（Ｔβ＋１５℃）．Ｔｈｅｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｒａｎｇｅｏｆｔｈｅｐｈａｓｅｔｒａｎｓｉｔｉｏｎｏｆａｌｐｈａｔｏｂｅｔａｓｈｏｕｌｄｂｅｄｅｔｅｒｍｉｎｅｄａｔ９５０～１０００℃．Ｉｎａｄｄｉｔｉｏｎ，ｔｈｅｐｈｅｎｏｍｅｎａｏｆｃｒｙｓｔａｌｂｏｕｎｄａｒｙａｎｄｇｒａｉｎｂｏｕｎｄａｒｙｓｌｉｐｃａｎｂｅｏｂｓｅｒｖｅｄｗｈｅｎｔｈｅｎｏｒｍａｌｔｉｓｓｕｅｓａｍｐｌｅｓａｒｅｈｅａｔｅｄｔｏ１０００℃．Ｈｏｗｅｖｅｒ，ｔｈｅｓａｍｐｌｅｓｗｉｔｈｓｔｒｏｎｇｔｅｘｔｕｒｅｎｅｅｄｔｏｂｅｈｅａｔｅｄｔｏ１１７０℃．Ｓｔｒｏｎｇｔｅｘｔｕｒｅｓｗｉｌｌｐｒｅｖｅｎｔｇｒａｉｎｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎｆｒｏｍｇｒｏｗｉｎｇ．Ｏｎｌｙｗｈｅｎｈｅａｔｉｎｇｔｏａｃｅｒｔａｉｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｂｏｖｅｔｈｅｐｈａｓｅｔｒａｎｓｉｔｉｏｎｃａｎｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎｇｒｏｗ．Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：ＴＣ４ ＤＴｔｉｔａｎｉｕｍａｌｌｏｙ；ｉｎ ｓｉｔｕｏｂｓｅｒｖａｔｉｏｎ；ｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙ；ｓｔｒｏｎｇｌｙｔｅｘｔｕｒｅ收稿日期：２０１８－０１－０２基金项目：国家重点研发计划项目（２０１８ＹＦＢ１１０６０００）；陕西省重点研发计划项目（Ｓ２０１８ ＹＦ ＺＤＧＹ ０４１３）通信作者：张小航（１９８２—），男，工程师。
钛合金相转变点检测方法_张红菊
钛合金由于具有高比强度、优异的抗腐蚀性能而受到材料工作者的关注，在航空航天、化工、机械和生物等领域得到越来越多的应用[1-2]。
而钛合金相变Tβ的确定是热处理工艺的重要参数，钛合金的相变温度通常定义为在加热过程中，钛及钛合金组织中α相正好消失的温度[3]。
精确测定钛合金的相变温度对钛及钛合金加工和热处理具有重要意义，是制定最佳的材料热加工变形参数和热处理规范的依据。
特别是近几年发展的钛合金近β锻造工艺，要求在相变点附近热变形[4]，这就对相变点的测定提出了更高要求[5]。
1连续升温金相法通常按照HB6623.2-1992《钛合金β转变温度测定方法金相法》对钛合金的相变温度进行测试。
具体方法为：切取5～7个金相试样，选取5～7个温度点，温度点间隔为5℃，加热到选定的温度点后保温30min，然后取出迅速放在不高于20℃的水中淬火。
处理后的金相试样在显微镜下观察，在观察面积为60mm×75mm的5个视野中初生α相都小于3%时所代表的温度，应确定为β转变温度。
测试中影响转变温度的因素有以下几个方面：1.1淬火转移时间试样从炉中移出到水中的时间应不超过5s，时间越长，则析出的α相会越多，这样会影响判断结果[6]。
尤其对于那些β稳定元素少的合金，β→α转变快，时间大于5s时，α就会析出[7]。
1.2炉温均匀性试样的温度间隔是5℃，所以要求加热炉控温精度和炉温均匀性要高，小于±3℃。
这种方法的优点是准确[8]，但是，这种方法需要的试样较多，实验周期长，成本高。
为缩短测试时间提高生产效率，目前出现了计算法、热膨胀法和差示扫描量热法等。
2计算法2.1成分计算法在实际应用中为了提高某些性能，常常需要往钛中添加不同合金元素，根据其对α→β相转变温度的影响，将升高α→β相转变温度的元素称为α稳定元素，降低转变温度的称为β稳定元素，对相变温度影响较小的称为中性元素。
公式(1)是经过长期实践而总结出来的，它的基准温度是纯钛的相变点885℃，元素含量对应的相变温度影响值见表1。
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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
图 3：Ti40合金850℃退火组织
1700 1500
+L
T + TiAl
1300
+ Ti Al
1100
Temperature, °C
900
700
+ Ti Al
TiAl + TiAl 2
Ti Al + TiAl
TiAl 2 +
α-Ti 密排六方
3
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。
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
10
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
等轴β组织
1
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
2
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℃
钛合金性能与组织的关系
魏氏组织 网篮组织 双态组织
高
较高
较高
低
良
好
低
优
好
低
较好
好
高
较好
较好
高
较好
较好
等轴组织 稍低 优 较好 有 低 低
11
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
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
14
透射电子显微镜（TEM）
15
X射线衍射
16
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
图一：淬火组织与组成关系
图二：马氏体切变形成过程
4
马氏体类型与形态
常见的类型：
六方马氏体：α’
两种形态
• 一般是α合金或β稳定元素较少时 的α+β合金淬火形成
主要特征 • 具有粗大等轴的原始β晶粒
性能特性
• 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
层片组织 7
网篮组织
形成途径
• 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
主要特征
• 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
• 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
5
6
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。