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1、【精品文档】如有侵权，请联系网站删除，仅供学习与交流第4章第5章第6章第7章第8章第9章第10章 第四章 钛合金的相变及热处理.精品文档.第11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. 高纯钛的相变点为882.5，对成分十分敏感。在882.5发生同素异晶转变：（密排六方）（体心立方），相与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. /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。
2、4. 纯钛的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 。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） 由于相中原子扩散系数大，钛合金的加热温度超过相变点后，相长大倾向特别大，极易形成粗大晶粒。（3） 钛及钛合金在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 相在冷却时的转变冷却速度在410/s以上时，
3、只发生马氏体转变；冷速在41020/s时,发生块状转变；冷却继续降低，将以扩散型转变为主。1. 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，相可以转变成马氏体或、或过冷等亚稳定相。（1） 马氏体相变 在快速冷却过程中，由于相析出相的过程来不及进行，但是相的晶体结构，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。 如果合金的溶度高，马氏体转变点MS降低至室温一下，相将被冻结到室温，这种相称过冷相或残留相。 若相稳定元素含量少，转变阻力小，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
4、，以表示。 若相稳定元素含量高，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，以表示。 马氏体相变是一个切变相变，在转变时，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相，迁移距离较小时形成斜方相。 马氏体相变开始温度MS ；马氏体相变终了温度Mf 。 钛合金中加入Al、Sn、Zr将扩大相区，使相变点升高；V、Mo、Mn、Fe、Cr、Cu、Si将缩小相区（扩大相区），使相变点降低。 相中原子扩散系数很大，钛合金的加热温度一旦超过相变点，相将快速长大成粗晶组织，即脆性，故钛合金淬火的加热温度一般均低于其相变点。 相稳定元素含量越
5、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，MS 、Mf越低。 六方马氏体有两种组织形态。合金元素含量少时，MS 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，MS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著提高合金的强度和硬度。钛合金的马氏体的硬度只略高于固溶体，对合金的强化作用较小。当合金中出现斜方马氏体时，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
6、。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相之间存在严格取向关系，而且马氏体总是沿着相的一定晶面形成；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） 相变 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相，相尺寸很小，高度弥散、密集，体积分量可达到80%以上。相具有六方晶格，与母相共生，并有共格关系。 当合金元素的原子与钛原子半径相差很小时，对相形状起作用的是表面能，相呈椭圆形；当合金元素的原子与钛原子半径相差较大时，对相形状起作用
7、的是界面应变能，相呈立方体形。 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，但相长大要依靠原子扩散。 稳定元素的浓度超过临界浓度的合金，淬火时不形成相,但可以得到亚稳定相，亚稳定相在500一下回火转变为相，称为回火相。将回火形成的相加热到较高温度，相会消失。 相硬度很高，脆性很大，位错不能在其中移动，显著提高合金的强度、硬度、弹性模量，但使塑性急剧下降。当相的体积分数达到80%以上，合金会完全失去塑性；如果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。 相是钛合金的有害组织，加入铝能促进回火时相形成，降低相的稳定
8、性。（3） 过冷亚稳定相 当稳定元素含量较高时，淬火时将保留结构，称为相，即亚稳定相。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相在随后的时效时可使合金显著强化。相在应力作用会发生马氏体转变使合金强化。2. 相在慢冷过程中的转变（1） 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，同时由晶界向晶内生长，形成位向相同，并互相平行排列的长条状组织，一般称为平直的组织。（2） 若冷却速度不够慢，则在晶粒内部也可形核，并长成片丛；若冷速极慢，在晶界形核，向晶内生长，贯穿整个晶粒。3. 钛合金的亚稳
9、相图（1） t0Ck线为马氏体相变开始线，也称Ms线；（2） t0C1线为马氏体相变终止线，也称Mf线。（3） 合金元素含量大于临界浓度Ck，但不超过某些成分范围的合金，淬火所得的亚稳态相，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 相共析转变及等温转变1. 共析转变(1)钛与共析元素（铬、锰、铁、钴、镍、铜、硅）组成的合金系，在一定的成分和温度范围内发生共析反应，即： + TixMy(2)共析转变温度较高的合金系（钛与硅、铜、银等活性元素组成的合金系），共析反应容易进行而且反应极快，淬火都不能抑制其发生；共析温度越低
10、，原子活动能力就越差，共析反应速度越慢。(3)同一合金系中，稳定元素含量越高的合金，共析反应速度越慢。(4)与-Ti形成间隙固溶体的元素氧、氮、碳降低相的稳定性，加快过冷相的分解过程；与-Ti形成间隙固溶体的元素氢，阻碍过冷的分解。(5)共析转变产物对合金的塑性及韧性十分不利，并降低合金热稳定性。2.等温转变(1)在高温区保温时，相直接析出相。随等温分解温度降低，分解产物越细，相弥散度越大，合金强度和硬度就越高。(2)在低温区域（500）时效时，亚稳相按 亚 + 分解，从亚中直接析出 ；合金浓度较高的合金在低温（300 400）时效时，亚稳相按 亚 + + + 分解，经过中间过渡相，并逐步转变
11、为平衡组织 + ；对合金浓度高或添加抑制形成元素的合金，当过渡相不能出现时，合金按亚 + + + 分解，先形成过渡相，然后再转变为平衡组织 +。（4） 过渡相的形状是尺寸极小的粒子，具有与亚稳相相同的晶体结构。（5） 时效过程中形成的过渡相，其结构和性能与淬火形成的相相似，但时效时形成的过渡相的转变伴随有成分的变化，因此它属于扩散型转变。4.5 钛合金的热处理及其对性能的影响1. 钛合金热处理基础（1） 少数钛合金系（Ti-Cu系，）可以进行时效析出金属间化合物强化：大多数钛合金只是通过热处理控制 相变强化。（2） 相均匀细小，析出明显强（硬）化合金，但一般同时引起严重脆性。因此，相沉淀硬化是
12、难以接受的。（3） 通过不同冷却速度，可以得到不同形态的相。慢冷时，由相中析出，得到片层魏氏组织及沿相晶界的相；快冷时，含有较高稳定元素的合金已得到一种篮网组织；再增加冷却速度，相分解以非形核长大过程，发生无扩散马氏体相变，生成六方相（针状及块状）及正交马氏体相（溶质含量高时生成）。（4） 不同形态和不同尺寸的相通过热机械处理，可以得到等轴相。（5） 近钛合金可通过控制冷却速度得到细的篮网组织，这种组织在低温低周疲劳条件下，裂纹长大速率比具有片状相的合金低的多。因此，近合金通常在相区固溶以得到好的蠕变抗力，同时要适当快冷以得到大面积的篮网状相组织。（6） 对于 +钛合金，通过淬火时效得到细晶粒 +结构，初生相的比例要相对较高，可得到很好的热疲劳性能。如果提高固溶温度，得到较多的大晶粒相转变产物，则断裂韧性较高。（7） 冷加工将促进相分解和相析出。
