精品课件-钛合金

钛合金－相变及热处理
β相在冷却时的转变： 根据合金成分和冷却条件，加热到β相区的钛合金可能发生下列转变：
β→α+β
：
β→α+TixMy ：
β→α΄或α΄΄ ： α΄ ：密排六方晶格，为六方马氏体
α΄΄：斜方晶格，为斜方马氏体
β→ω
： ω：亚稳定六方晶格
β相在慢冷时的转变
β相在快冷时的转变
钛合金－相变及热处理
TA4 Ti-3Al TA7 Ti-5Al-2.5Sn TA8 Ti-5Al-2.5Sn-3Cu-1.5Zr TC1 Ti-2Al-1.5Mn TC3 Ti-4Al-4V TC4 Ti-6Al-4V TC6 Ti-6Al-1.5Cr-2.5Mo-0.5Fe-0.3Si TB2 Ti-5Mo-5V-3Cr-3Al
钛合金－相变及热处理
⑶马氏体形态和性能：
根据合金元素含量，马氏体形态分为两种基本类型，即板条马氏体 和针状马氏体。纯钛和低浓度合金属于前者；浓度较高的合金属于后 者。
纯钛淬火组织形态：锯齿形丛区或锯齿形晶界，每一丛区内包含 大量相互平行、位向一致的板条状α΄，板条内部为高密度位错。
随着合金浓度增加，板条马氏体转变为针状马氏体，各个针状α΄ 取向不同，内部含有大量孪晶。
在β-Ti中溶解度比在α-Ti中大，降低(α+β) /β相 变温度，其稳定β相的能力比β同晶元素要大。
这类元素与钛易形成化合物，如Ti-Mn系中 形成TiMn(θ)等化合物，含有这类元素的合金从β 相区冷到共析温度时，β相发生共析分解，这类 元素称为β共析元素。
铬、钨能与β-Ti完全互溶，但素。Ti-Cr系共析转变产 物为α+TiCr2。Ti-W系为α+β2(β2为富钨固溶体)，不存在金属化合物。
新牌号
TA1 TA2 TA3 TA4 TA28
ASTM牌号
Gr1 Gr2 Gr3 Gr4
旧牌号
TA0 TA1 TA2 TA3 TA4
钛合金－分类、牌号
按组织类型分： α（用TA表示）：全α、近α和α+化合物合金 。以铝、锡、锆为主要合金元素，
在近α型钛合金中还添加少量β稳定化元素，如钼、钒、钽、铌、钨、铜、硅等 β（用TB表示）：热力学稳定型β合金、亚稳定β型合金和近β型合金 α＋β（用TC表示）：以Ti-Al为基再加适量β稳定元素
纯钛只能冷变形强化。当变形度大于30％以后，强度增加缓慢，塑性不再明显 降低。
纯钛的热处理：再结晶退火（ 540～700℃ ）和去应力退火（ 450～600℃）， 退火后均采用空冷。
工业纯钛可制成板、管、棒、线、带材等半成品。 工业纯钛可作为重要的耐蚀结构材料，用于化工设备、滨海发电装置、海水淡 化装置和舰艇零部件。
氮、氧、碳都提高α+ β／β相变温度，扩大α相区，属α稳定元素。均可提高强度， 急剧降低塑性，其影响程度按氮、氧、碳递减。为了保证合金的塑性和韧性，目前在 工业钛合金中氢、氧、氮、碳含量分别控制在0.015％、0.15％、0.05％，0.1％以下。 低温用钛及钛合金，由于氧、氮和碳提高塑－脆转化温度，应尽量降低它们的含量， 特别是氧含量。
Ck～C3
C2～Ck
C1～Ck΄ Ck΄～C2
钛合金－相变及热处理
β相在快冷时的转变
⑴不同成分钛合金从β相区淬火时的组织变化规律： 钛合金从β相区淬火，发生无扩散的马氏体转变：
当β稳定元素含量少时，β转变为α΄马氏体。 若β稳定元素含量高时，β转变为α΄΄马氏体。 当合金元素含量在临界浓度附近时，淬火形成亚稳定六方晶 格ω相。
不同成分合金从β相区淬火，可得到六种组织： α΄；α΄΄；α΄΄+βm；α+β(ω)，β(ω)及βm。
钛合金－相变及热处理
⑵同一成分合金，从不同温度淬火时组织变化规律： 钛合金在(α+β)两相区不同温度淬火，所发生组织转变决定于在加热温度下β相的成
分，其对应关系与β相区淬火相同，只是组织中还包含部分不发生转变的初生α相。
β／α界面相的存在对两相钛合金性能产生影响，疲劳裂纹易在界 面层萌生。
Ms和Mf分别表示马氏体转 变开始温度和终了温度，这 两个温度随β稳定元素浓度 的增加而降低，达到室温时 的对应浓度称临界浓度Ck和 Ck΄。对应的淬火温度称临 界淬火温度tk和tk΄。低于tk 温度淬火，β相浓度大于Ck， 故淬火时不发生马氏体转变。 而淬火温度超过tk΄后，β相 浓度低于Ck΄故马氏体转变 得以全部完成。
锰、铁、铬共析转变速度极慢，热处理条件下难以进行，称为非活 性共析元素(慢共析元素)；硅、铜、镍、银、氢等共析转变极快，淬 火也不能抑制其转变，故称为活性共析元素(快共析元素)。
钛合金－合金化
与α和β钛均有限溶解，并有包析反应的相图：
铝、镓、锆、锡、硼、碳、氮、氧
除锡对相变点影响不大，归为中性元素外， 其它元素都提高相变点，扩大α相区，称为α 稳定元素。
ω转变与马氏体转变的异同点： 相同点：相变速度快，即使很高冷速也不能抑制其进行；母相与ω相成分相同；转变具 有可逆性，保持共格界面等，故β→ω变是一种无扩散转变。 不同点：形核率高，形核容易，长大困难，尺寸细小弥散，表面没有浮凸效应。
钛合金－相变及热处理
x成分合金： β相区淬火，由于它与Ms和Mf线均相交，故淬火可得到全部六方马氏体α΄。 C1～Ck΄之间合金：β相区淬火得到斜方马氏体α΄΄。 Ck΄～C2之间的合金：高温淬火，它们仅与Ms线相交，而未达到Mf线，故淬火时只发生 部分马氏体转变，还有部分未转变β相[亚稳定β相(βm)]，室温得到α΄΄+βm组织。 C2～Ck之间的合金：淬火时发生β→α΄΄＋ω转变，且ω与β共生，故淬火得到的组织为 α΄΄+β(ω) Ck～C3之间合金：β相浓度大于CK，故淬火时不发生马氏体转变，仅发生β→ω转变，室 温组织为β(ω)。 大于C3合金：淬火不发生转变，而被保留下来。若施加外应力，亚稳定β相容易转变成α΄΄， 称应力诱发马氏体。这种马氏体具有低的屈服强度、高的应变硬化率和高的塑性，适用于 拉伸成形。
钛合金
钛从实现工业生产至今才50多年， 由于其密度小、比强度高、耐腐蚀 等一系列优异特性，发展非常快， 短时间内已显示出了它强大的生命 力，成了航空航天工业、能源工业、 海上运输业、化学工业以及医疗保
健等方面不可缺少的材料。
纯钛
氢可增加高温形变时塑性，即提高热塑性或超塑性。生产上暂时将氢渗入合金中， 然后高温变形，再通过真空退火去氢。增塑的原因是氢降低形变激活能，即降低原子 扩散迁移所必须克服的能垒，提高了变形过程中扩散协调变形能力；同时氢原子在高 温下分布比较均匀，减小了局部弹性畸变；氢有促进晶粒细化作用，从而改善高温热 塑性。
这一浓度值称为临界浓度Ck。Ck反映合金元素稳定β相能力 大小，其值越小稳定β相能力就越大。稳定β相能力按钼、钒、 钽、铌次序递减。
加入这类元素的钛合金组织稳定性好，不会发生共析转 变或包析转变，同时能强化β相，并保持良好的塑性。
钛合金－合金化
与α、β钛均有限溶解，并具有共析转变的相图: Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Si、Bi、W、H
合金浓度再增加，淬火形成斜方马氏体α΄΄，其形态与针状α ΄类似， 因Ms温度低，形成马氏体针更为细小，α΄΄内部有大量密集的细孪晶。
冷却速度较快时，α相不仅可在晶界上生核，同时在β晶粒内部可独立生核，这样α 群体数目增多，组织细化，这种由多种取向的片状α相构成的组织称作网状魏氏结构。
钛合金－相变及热处理
加热到α+β两相区慢冷：与上述转变主要差别是：①原来存在的 α相在冷却过程中不发生转变，为了与析出的次生α相区别，称为初 生α。②随着冷却速度减慢，次生α相由晶内成核逐步变为在初生α相 和β相界面处成核长大，并与初生连成一体，而β相呈网络状(晶间β)， 网络状β也可能进一步集聚成块状。③加热温度较低，β相浓度较高， 过冷度较大，故转变组织更为细密。
快速分解
Si、Cu、Ag、Ni、 Y、W、B
第三节 相变及热处理
纯钛： 慢冷时，扩散方式，完成β→α转变； 快冷时，无扩散方式，马氏体转变。
钛合金：转变温度或升高、或降低、或基本保持不变。存在α+β两相区，即β→α转 变在一 个温度范围内完成。
钛和钛合金的β→α转变具有下列特点：
β相区快冷，则发生马氏体转变，马氏体形态与纯度有关：高纯钛中呈锯齿 状，工业纯钛中呈片状，两者均属板条状马氏体。
工业纯钛的牌号、性能及用途
工业纯钛退火得到单相α组织，属α型钛合金。工业纯钛根据杂质含量不同分 为TAl、TA2、TA3、 TA4，其中TA为α型钛合金的代号，数字表示合金的序号。 随着序号增大，钛的纯度降低，抗拉强度提高，塑性下降。
钛合金－合金化
与α和β均形成连续固溶体相图： 锆、铪与钛同族，有相同晶
体结构和同素异晶转变，与α-Ti 及β-Ti形成连续固溶体。
钛合金－合金化
与β-Ti无限互溶，与α-Ti有限溶解的相图： 钒、铌、钽、钼 都为体心立方结构，与β-Ti同晶，称为β同晶元素。降
低相变点，稳定β相。 组元达到一定浓度值后，高温β相可稳定到室温，对应
这类元素为强化α相的主要元素，其中铝和 锡应用较多。
α
钛合金－合金化 稳 间隙元素 定 元 素 置换元素
C、N、O Al、Ga
合
中
金 元
性 元
置换元素 Zr、Sn、Hf、Ge、Ce、La、Mg
素
素
β
间隙元素 H
稳
定 元
β同晶元素 V、Nb、Mo、Ta
素
置换元素
慢速分解 Cr、Mn、Fe、Co
β共析元素
某些两相钛合金从β相区或(α+β)相区上部温度连续冷却时，在 β→α转变时，β／α相界上存在界面相或界面层。界面相由两层组成， 靠近β相一边的层比较完整，且外观较光滑，称单片层，具有面心立 方结构；靠近α相一侧的层有许多条痕，称条纹层，具有六方结构， 但和相邻的α相晶体取向关系不同。界面层厚度与冷却速度有关，在 适当的冷却速度下，厚度达到最大值。界面相是在连续冷却时β→α 转变的一个过渡阶段，面心立方单片层是β→α转变的一个中间结构， 条纹层已接近完成β→α的转变。
tk温度以下： (如tp温度) x成分合金淬火，因β相浓度大于临界浓度Ck，故淬火不发 生转变，相应组织为α初+βm。
tk～tk΄之间：(如tq温度)淬火，对应的β相浓度在Ck΄～C2之间，淬火发生部分马氏体 转变，相应组织为α初+α΄΄+βm。
tk΄以上：淬火，发生β→α΄转变，最终组织为α初+α΄。 同一成分合金经不同温度淬火可得到下列组织 α΄，α初+α΄；α初+α΄΄；α初+α΄΄+βm；α初+α΄΄+β(ω)及α初+ βm 。
β相在慢冷时的转变：
合金加热到β相区后缓冷：将从β相中析出次生α。随着温度降低，次生α相不断增多， β相不断减少，β稳定化组元浓度连续增高。当达到室温时，两相分别达到各自平衡浓 度，室温得到α+β平衡组织。
缓冷时，先在原β晶界开始形核长大，形成晶界α，然后从晶界向晶内呈集束状扩展， 直至互相接触为止。相互平行位向一致的一组片状α构成一个群体，称为α集束，β相处 于片状α相之间，呈连续的或间断的层片状，冷却后形成魏氏(α+β)。加热温度愈高、 冷却愈缓慢，则α片愈厚，α集束尺寸也愈大，形成位向比较单一的集束，这种组织称 并列式魏氏结构。
⑴新相和母相存在严格的取向关系。如冷却时，α相总是以片状或针状有规则析出，形 成魏氏组织。 ⑵钛的β→α转变所需的过冷度或过热度很小。当加热温度超过β相变点后，β相极易长大， 形成粗晶（由于高温加热而造成的脆性称β脆性）。 ⑶β相区加热形成的粗晶，不能像钢铁那样利用同素异晶转变使之晶粒细化；只有经适 当形变再结晶才能消除粗晶魏氏组织。（原因：钛的两个同素异晶体比容差小，仅为 0.17％，而铁为4.7％，同时钛的弹性模量小，在相变过程中不能产生足够的形变硬化， 以引起基体再结晶，使晶粒细化。）
微量铁和硅在固溶范围内与钛形成置换固溶体，它们对钛的性能影响没有间 隙杂质元素那样强烈。作为杂质时，铁和硅的含量分别要求小于0.3％和0.15％， 但有时也作为合金元素加入。纯钛组织基本形态：
形变再结晶退火后，α相呈等轴状，称等轴α；
β相区缓慢冷却，α相以集束片状形式沿β晶界和晶内有规则的析出，此类形 态称魏氏α；