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ω

a

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(T

β)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。

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´´。

图1钛合金中典型的α+β相显微组织形态