钛合金相变

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、<112ˉ0>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。

许多研究工作还表明，α+β型钛合金白高温连续冷却时，在α／β相界处形成一层具有面心立方或六方结构的界面相，其厚度与冷却速度有关。Ti-6Al-4V合金中的界面相，厚度约为0.1～0.5μm。缓慢冷却形成的界面相是整体连续的，快速冷却形成的界面相则由大量条纹状组织构成。界面相对合金的力学性能有影响，但对其性质和成因尚有争议。多数意见认为，它本身是一种氢化物，而且是在作透射电镜研究时，采用了常规电化学方法制备薄膜试样，因氢的污染而造成的。其直接证据是离子减薄试样内不出现界面相。但从20世纪80年代以来，也提出了相反的证据和其他疑点，因此有关界面相的形成机制尚待澄清。

淬火过程中的无扩散转变钛合金淬火转变包括切变型马氏体转变和位移控

制型转变两个方面，其形成条件与合金中β稳定化元素含量有直接关系。图2为钛合金固态相区示意图。α型和低浓度的α+β型合金，自β相区淬火，发生口β→α′马氏

体转变，α′具有六方结构和遵守伯格斯取向关系，形态上依据合金性质有板条状和针状马氏体两种。前者内部包含高密度位错，后者包含孪晶结构。α′为置换型过饱和固

溶体，只伴随适度硬化。随着合金浓度提高，对于含钼、铌、钨和铝75钒的钛合金，淬火时可能形成正交结构的α′′马氏体，其形态与α′十分相似。正交马氏体α′′是从体心立方至密排六方切变过程不完全的一种中间结构状态。α′′的硬化作用更其微弱。图3为Ti-6A1-4V合金中的针状马氏体α′和Ti-10V-2Fe-3AI合金中的淬火应力诱发马氏体α′′。

合金化程度更高的钛合金，因β相稳定化程度提高，淬火时马氏体转变受阻，但在外加应力作用下，回发生应力或应变诱发马氏体转变，其产物一般为正交马氏体α′′．对于合金成分接近和稍高于临界浓度Ck的近β型钛合金，淬火过程中将发生另一种位移控制型无扩散转变β→ωa(图2)。此时无宏观切变过程和表面浮凸现象，只通过体心晶胞内原子沿<111>β方向作微小调整而改组成六方结构的ωa相(c/a=0.613)，取向关系为{0001)ωll{111}β，<112–0)ωll<110>β。β→ωa转变速度极快，淬火不能抑制。ωa与β相基体完全共格，尺寸仅为2～4nm，呈不定形，分布均匀，体密度可达1010／cm3。ω相有强烈的硬化作用，大量出现将导致ω脆性。

亚稳相分解固溶处理后若采用快速冷却，根据钛合金成分，可形成多种亚稳相，并在随后加热或时效处理过程中逐步转化为平衡组织。

亚稳β相(βm)的分解多数钛合金借助快冷或淬火可保留部分或全部βm，重新加热，βm相将发生分解，析出平衡α相或α+金属间化合物。时效温度较低时(<450℃)，一些钛合金尚可发生βm→ωiso+β或βm→β′+β中间转变，ωiso和β′是析出α相之前的过渡相。其形成条件见图2中的点线区。

(1)βm→ωiso转变。ωiso称等温ω相，以区别淬火ωa相。两者晶体结构和取向关系相同，但βm→ωiso转变在一定程度上受扩散控制，有相成分变化，ωiso为β溶质贫化区，β基体则相应富化。ωiso相与基体完全共格，根据两相错配度而呈椭球形或立方体形。图4为β钛合金中的ωiso相两种形貌，前者长轴平行<111>β，后者立方面与{100}β平行。ωiso相尺寸大于ωa相，按时效规范，尺寸范围为10～150nm。βm→ωiso转变速度较快，例如Ti-10V-2Fe-3A1合金在400℃时效1min后即可形成ωiso相，因此认为其形成机制与淬火ωa相有密切的内在联系。ωiso相最高稳定温度约为470℃，随合金浓度增加而有所降低。第3组元如铝、氧、锆、锡将按不同机制对ωiso相的形成起抑制作用。ωiso相有强烈的硬化作用。

(2)βm→β‘+β转变。亚稳β型钛合金在低温时效时，因陆相稳定性提高，βm→ω

iso转变已难以进行，此时βm相只分离成结构不变而成分不同的两种体心立方固溶体，即β‘和β相。β‘为溶质贫化区，与基体共格，尺寸细小，分布均匀，其形状按合金性

质可呈片状、球状或立方体状。提高时效温度，β‘相将过渡到平衡α相。

(3)βm→α+β转变。时效温度较高时，βm相大多按自催化形核方式直接析出α相。根据α相与β基体问的晶体学取向关系，又有I型和Ⅱ型α之分，前者遵守伯格斯关系，