第3章钛及钛合金2

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1、第第3章章 钛及钛合金钛及钛合金3.1 概述3.2 钛的提取和熔化3.3 纯钛3.4 钛合金钛源于Titans，即希腊神话中地球上大力士。地壳中钛元素含量位列第四 (0.86%) ，居铝、铁、镁之后。自然界中不存在纯钛，仅以氧化物存在，如FeTiO3、TiO2。强度与钢相当，而密度几乎仅有钢的一半。TitansRutile (TiO2)Ilmenite (FeTiO3)3.1 3.1 概述概述1791年：英国化学家格雷戈尔研究钛铁矿和金红石时发现。1795年：德国化学家克拉普罗特在匈牙利的金红石时也发现。 所发现的钛是粉末状的二氧化钛，而不是金属钛。1910年：美国化学家亨特首次制得纯度达99

2、.9%金属钛。1947年：开始冶炼，当年产量仅2吨 全世界:1955年 1975年 2006年2万吨 7万吨 14万吨美国军用飞机上各种材料用量占机体结构总量的百分比美国军用飞机上各种材料用量占机体结构总量的百分比 军用飞机上的各种材料用量的变化趋势：复合材料和军用飞机上的各种材料用量的变化趋势：复合材料和钛钛合金合金的用量逐渐增多的用量逐渐增多机型机型F-16YF-17 F/A-18A/BF/A-18C/DF/A-18E/FF/A-22F-35B-1B-2X-45A X-45B复合复合材料材料389.51023243629385090钛合金钛合金2712131541272126铝合金铝合金8

3、373505029154119钢钢510151614596马赫数M5时，蒙皮温度高达数千华氏度，高超音速轰炸机用材问题非常突出。即使早期研制的SR-71高空高速侦察机（M=3），蒙皮温度已相当高，故钛合金用量高达93%。波音民机机体上钛合金和复合材料的用量（波音民机机体上钛合金和复合材料的用量（% %） 民用飞机的上各种材料用量的变化趋势：复合材料和钛合金的用量不断增多。机型机型钛合钛合金金复合材复合材料料第三代客机第三代客机A3204.55.5第四代客机第四代客机A34068研制中客机研制中客机A380102 2空客民机机体上钛合金和复合材料的用量（%）钢、铝时代冷端以钛为主、热端以镍为主的

4、镍、钛、钢时代未来：部分地被树脂基、金属基、陶瓷基复合材料和金属间化合物所取代。航空发动机的各种材料用量的变化趋势：882.5度同素异构转变 (-Ti-Ti)。与氧、氮、碳和氢剧烈反应。价格昂贵。主要用于价格不是关键因素的先进应用场合。高强度和韧性。3.2 3.2 钛的物理冶金钛的物理冶金晶体结构：原子半径：密度：熔点：钛的特性钛的特性密度小、比强度高密度小、比强度高：密度约为钢或镍合金一半，比强度高于铝合金及高合金钢。导热系数低导热系数低：为低碳钢的五分之一，铜的二十五分之一。无磁性无磁性：强磁场中不被磁化，无毒且与人体组织及血液有很好的相容性。导电导电性能差性能差（为铜的3.1%）、热膨胀

5、系数小热膨胀系数小（与玻璃相近）。抗阻尼性能强抗阻尼性能强：钛自身振动衰减时间比钢、铜长。耐热性高耐热性高：因熔点高，使得钛被列为耐高温金属。耐低温耐低温：低温下保持良好的韧性及塑性，是低温容器的理想材料。易吸气易吸气：钛的化学性质非常活泼，高温下易与碳、氢、氮及氧发生反应。耐蚀性好耐蚀性好：空气中或含氧的介质中，钛表面生成一层致密的、附著力强、惰性大的氧化膜，保护钛基体不被腐蚀。 室温下钛比较稳定。 高温下活泼，熔化态能与大多数坩埚造型材料发生作用。 高温下与卤素、氧、硫、碳、氮等进行强烈反应。 钛在真空或惰性气氛下熔炼，如真空自耗电弧炉、电子束炉、等离子熔炉等设备中熔炼。 钛在氮气中加热会

6、发生燃烧，钛尘在空气中会发生爆炸，所以钛材加热和焊接宜用氩气作保护气体。 钛在室温可吸收氢气，500以上吸气能力更强烈，可作为高真空电子仪器的脱气剂；利用钛吸氢和放氢的特性，可以作储氢材料。 化学性质 ETi=1.63V，而钛的致钝电位低，故钛易钝化。 常温下钛表面极易形成由氧化物、氮化物组成的钝化膜，它在大气及许多浸蚀性介质中非常稳定，具有很好的抗蚀性。 大气、海水、氯化物水溶液及氧化性酸(硝酸、铬酸等)和大多数有机酸中，钛抗蚀性相当于或超过不锈钢，在海水中耐蚀性极强，可与白金相比，是海洋开发工程理想的材料。 钛与生物体相容性好，无毒，适做生物工程材料。 钛在还原性酸(浓硫酸、盐酸、正磷酸)

7、、氢氟酸、氯气、热强碱、某些热浓有机酸及氧化铝溶液中不稳定，会发生强烈腐蚀。另外，钛合金有热盐应力腐蚀倾向。 550以下钛与氧形成保护作用良好的致密氧化膜。538以下，钛的氧化符合抛物线规律。但在800以上，氧化膜分解，氧原子以氧化膜为转换层进入金属晶格，此时氧化膜已失去保护作用，使钛很快氧化。 耐蚀性能航空航天、 海洋、化工、 生物医学材料、运动器材钛的应用钛的应用提取工艺提取工艺 ： Kroll 提取工艺熔化工艺熔化工艺： 电渣精炼法Electroslag Refining (ESR) 真空电弧重熔法Vacuum Arc Remelting (VAR) 电子束熔炼 (EBM) 等离子熔炼(

8、PAM) 感应凝壳熔炼法钛合金的生产 通过下列步骤，钛矿石 (主要为金红石，TiO2) 转变为海绵钛 ：Cl2 与矿石中的TiO2反应，形成TiCl4；TiCl4经分级蒸馏而净化；在Ar保护下，液态TiCl4 与 Mg 或Na 反应，获得海绵钛。钛的提取生产过程：钛铁矿或金红石高纯度四氯化钛镁还原四氯化钛海绵钛钛材和钛粉。海绵钛与合金元素混合后液压成块状；块状物焊接成熔化电极棒；电极棒经二次或三次真空熔炼得到优质钛或钛合金锭。真空电弧重熔法方坯作为电极， 其一端位于交流电加热的电渣熔池中；熔融金属与高温电渣反应，电渣中还可加入合金元素用以调整合金成分；已熔化金属流经熔渣进入熔池而被提纯，最终凝

9、固成电渣精炼铸锭；精炼时，非金属杂质和熔渣发生反应，熔融金属中的夹杂物被电渣吸收去除。属于非直接结晶，消除了中心结晶孔，提高了均匀性电渣精炼法在惰性气体保护下在惰性气体保护下ALDALD真空技术电渣重熔炉真空技术电渣重熔炉在水冷铜坩埚中熔化金属；所用热源为等离子枪或电子束 ；与坩埚壁接触的金属液形成凝固壳层 (凝固的钛) ，而熔融的钛合金浮于壳层上部， 阻止坩埚污染钛合金熔体；大密度夹杂物沉积到坩埚底部而去除。等离子弧熔炼(PAM)它是对真空电弧熔炼的改进电子束熔炼由炉壁侧底面加入要熔化的材料，熔化热源为电子束。 金属液体位于坩埚上部，这样就获得了优质铸锭。水冷铜坩埚可避免炉衬材料的污染； 装

10、入坩埚中的金属受感应电源的磁场作用而熔化； 熔化的金属液体在坩埚底、侧壁凝固形成壳层；生产低成本、高质量钛合金。感应凝壳熔炼法 纯钛A可达5060%，Rm300MPa。 纯钛力学性能与纯度有关：间隙杂质（氧、氮、碳）含量增加，其强度升高，塑性大幅度降低。 常温下钛的塑性比其他六方结构金属(镉、锌、镁) 要高得多。原因是：滑移模型和晶体中各晶面的层错能有关，如层错能低，则全位错易于分解为不全位错，以促进滑移的继续进行；钛的层错能比基面小，原在基面上滑移的位错通过交滑移而转移到棱柱面上，并可发生分解，这样基面上的滑移很快终止，而棱柱面上的滑移则发挥着主导作用。反之，对于基面层错能比较低的金属，如镉

11、、锌、镁，则0001是主要滑移面。3.3 3.3 纯钛纯钛力学性能 纯钛强度随温度升高而降低，加热到250时抗拉强度减小一半。500以下加热时断面收缩率变化很小，而伸长率连续下降；500以上，塑性随温度提高而增加，接近转变温度时，出现超塑性(A100)。 纯钛有良好的低温塑性，特别是间隙元素含量很低的型合金适宜在低温下使用，如在火箭发动机或载人飞船上作超低温容器。 钛的疲劳性能特点与钢类似，具有比较明显的物理疲劳极限，纯钛的反复弯曲疲劳极限为0.60.8Rm，钛的疲劳性能对金属表面状态及应力集中系数比较敏感。 钛的耐热性比铁和镍低。这与钛原子自扩散系数大和存在同素异晶转变有关。钛的耐磨性较差，

12、通过渗氮、碳、硼可提高其耐磨性。 钛可进行锻造、轧制、挤压、冲压等各种压力加工；加热钢材用的设备都可用于钛材加热，要求炉内气氛保持中性或弱氧化性气氛，绝不允许使用氢气加热。 钛的屈强比(RelRm)为0.700.95，变形抗力大；弹性模量相对较低，因此钛材在加工成型时比较困难。 纯钛具有良好的焊接性能，焊缝强度、延性和抗蚀性与母材相近。为防止焊接时的污染，须采用钨极氩气保护焊。 钛的切削加工较困难。主要原因是钛的摩擦系数大，导热性差，热量主要集中在刀尖上，使刀尖很快软化；同时钛的化学活性高，温度升高易粘附刀具，造成粘结磨损。切削加工时，应正确选用刀具材料，保持刀具锋锐，并采用良好的冷却。工艺性

13、能 杂质元素主要有氧、氮、碳、氢、铁和硅。 氧、氮、碳、氢为间隙型元素；铁、硅为置换型元素，可以固溶在相或相中，也可以化合物形式存在。 钛的硬度对间隙型杂质元素很敏感，杂质含量愈多，钛的硬度就愈高。 综合考虑间隙元素对硬度的影响，引入氧当量： O当当=O+2N十十0.67 氧当量和硬度的关系为： HV=65+310 O0.5当当。 杂质元素对钛性能的影响杂质元素对钛性能的影响Hot-rolled structureHCP phase structure 球形（ 0.3% Fe ） 氢对纯钛及钛合金性能的影响就是引起氢脆。 氢在-Ti中溶解度比-Ti中大得多，且在-Ti中的溶解度随温度降低而急剧

14、减少，当冷却到室温时，析出脆性氢化物TiH2，使合金变脆，称为氢化物氢脆。 含氢-Ti在应力作用下，促进氢化物析出，由此导致的脆性叫做应力感生氢化物氢脆。 溶解在钛晶格中的氢原子，在应力作用下，经过一定时间会扩散到晶体缺陷处，与那里的位错发生交互作用，使位错被钉扎，引起塑性降低。当应力去除并静置一段时间，再进行高速变形时，塑性又可以恢复，这种脆性称为可逆氢脆。 钛及钛合金中氢含量小于0.015时，可避免氢化物型氢脆，但无法避免应力感生氢化物氢脆和可逆氢脆。 减少氢脆的措施是减少氢含量，如严格控制原材料纯度、采用真空熔炼、用中性或弱氧化性气氛加热、惰性气体保护焊接、尽量避免酸洗增氢等。用真空退火

15、去氢。氢对纯钛及钛合金性能的影响 氢可提高高温形变塑性，即提高热塑性或超塑性。生产上先将氢渗入合金中，然后高温变形，再通过真空退火去氢。增塑的原因是氢降低钛的形变激活能，即降低钛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。 氮、氧、碳都提高+ 相变温度，扩大相区，属稳定元素。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，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

16、度，应尽量降低它们的含量，特别是氧含量。 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。 形变再结晶退火后，相呈等轴状，称等轴； 相区缓慢冷却，相以集束片状形式沿晶界和晶内有规则的析出，此类形态称魏氏； 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。 纯钛组织基本形态魏氏板条状条状马氏体等轴等轴 工业纯钛退火得到单相组织，属型钛合金。 工业纯钛根据杂质含量不同分为TAl、TA2、TA3、 TA4，其中TA为型钛合金

17、的代号，数字表示合金的序号。钛的纯度随序号增大而降低，抗拉强度提高，塑性下降。 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（ 540700 ）和去应力退火（450600），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。 工业纯钛的牌号、性能及用途工业纯钛的牌号、性能及用途TA表示组织为表示组织为的钛合金的钛合金包括全包括全、近、近和和+化合物合金化合物合金 。以铝、锡、锆为主要合金元素，在近型钛合金中还添加少量稳定化元素，如钼、钒

18、、钽、铌、钨、铜、硅等 。共共33个牌号。个牌号。 3.4 钛合金钛合金钛合金分类、牌号TB表示组织为的钛合金包括热力学稳定型合金、亚稳定型合金和近型合金主要加入的合金元素：Mo、VTC表示组织为的钛合金：以Ti-Al为基再加适量稳定元素合金类型 Rel/MPaRm/MPaA/%特点型型200500250550152599%纯钛，性能随氧含量变化近近型型850100095011001215有一定的蠕变抗力， 少量（杂质Fe的稳定作用）可细化晶粒；焊接性能好，可进行锻造。型型9001200100013001015低温到400范围内均有较好的性能；通过热机械处理很容易改变晶粒结构。型型110013

19、00 12501400610可时效热处理；时效前的成形性能优良。钛合金的合金化 锆、铪与钛同族，具有相似的外层电子构造，相同的晶体结构和原子半径，均有同素异晶转变，与-Ti及-Ti形成连续固溶体。 合金元素与、均形成连续固溶体相图钼、钒、钽、铌 都为体心立方结构，与为体心立方结构，与-Ti同晶，同晶，称为同晶元素。降低相变点，稳定相。 组元达到一定浓度值后，高温相可稳定到室温，对应这一浓度值称为临界浓度临界浓度Ck。Ck反映合金元素稳定相能力大小，其值越小稳定相能力就越大。稳定相能力按钼钼钒钒 钽钽 铌铌次序递减。 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，同时能强化相，并

20、保持良好的塑性。合金元素与合金元素与-Ti-Ti无限互溶，与无限互溶，与-Ti-Ti有限溶解的相图有限溶解的相图 CrCr、MnMn、FeFe、CoCo、NiNi、CuCu、SiSi、BiBi、W W、H H 在-Ti中溶解度比在-Ti中大，降低(+) /相变温度，其稳定相的能力比同晶元素要大。 这类元素与钛易形成化合物，如Ti-Mn系中形成TiMn()等化合物，含有这类元素的合金从相区冷到共析温度时，相发生共析分解，这类元素称为共析元素共析元素。 铬、钨铬、钨：与-Ti完全互溶，但因原子尺寸或电化学性质与钛相差较大，在固态还有共析转变，因此归入共析元素。 Ti-Cr系共析转变产物为+TiCr

21、2。 Ti-W系为+富钨固溶体2。 锰、铁、钴锰、铁、钴：共析转变速度极慢，热处理条件下难以进行共析转变，称为慢共析元素慢共析元素(非活性共析元素)； 镍、铜、硅、银、氢等镍、铜、硅、银、氢等：共析转变极快，淬火也不能抑制其转变，称为快共析元素快共析元素(活性共析元素)。与、钛均有限互溶，并具有共析转变的相图 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，扩大相区，称为稳定元素。 这类元素为强化相的主要元素，其中铝和锡应用较多。与和钛均有限溶解，并有包析反应的相图：铝、镓、锡、硼、碳、氮、氧合合金金元元素素稳定元素稳定元素中性元素间隙元素间隙元素置换元素置换元素间隙元素间隙元素置

22、换元素置换元素置换元素C、N、OAl、GaZr、Sn、Hf、Ge、Ce、La、MgH同晶元素同晶元素共析元素共析元素Mo、V、Ta、Nb慢速分解慢速分解快速分解快速分解Cr、Mn、Fe、CoSi、Cu、Ag、Ni、Y、W、B 钛合金中的常加入的合金元素：铝、锡、锆、钼、钒、铬、铝、锡、锆、钼、钒、铬、铁、硅、铜、稀土铁、硅、铜、稀土，其中应用最多的是铝铝。铝： 除工业纯钛外，各类钛合金中几乎都添加铝，铝主要起固溶强化作用，每添加1Al，室温抗拉强度增加50MPa。 铝在钛中的极限溶解度为7.5；超过极限溶解度后，组织中出现有序相Ti3Al(2)，对合金的塑性、韧性及应力腐蚀不利，故一般加铝量不

23、超过7。 铝改善抗氧化性，铝比钛还轻，能减小合金密度，并显著提高再结晶温度，如添加5Al可使再结晶温度从纯钛600提高到800。铝提高钛固溶体中原子间结合力，从而改善热强性。在可热处理合金中，加入约3的铝，可防止由亚稳定相分解产生的相而引起的脆性。铝还提高氢在-Ti中的溶解度，减少由氢化物引起氢脆的敏感性。钛合金钛合金中常见合金元素的作用中常见合金元素的作用锡和锆： 属中性元素，在-Ti和-Ti中均有较大溶解度，常与其他元素同时加入，起补充强化作用。 为保证耐热合金获得单相组织，除铝以外，还加入锆和锡进一步提高耐热性；同时对塑性不利影响比铝小，使合金具有良好的压力加工性和焊接性能。 锡能减少对

24、氢脆的敏感性。钛锡系合金中，锡超过一定浓度后形成有序相Ti3Sn，降低塑性和热稳定性。 为了防止有序相Ti3X(2相)的出现，考虑到铝和其它元素对2相析出的影响，Rosenberg提出铝当量公式。 只要铝当量89，就不出现2相。钼、钒： 稳定元素中应用最多，固溶强化相，并显著降低相变点、增加淬透性，从而增强热处理强化效果。含钒或钼的钛合金不发生共析反应，在高温下组织稳定性好；但单独加钒，合金耐热性不高，其蠕变抗力只能维持到400；钼提高蠕变抗力的效果比钒高，但密度大；钼还改善合金的耐蚀性，尤其是提高合金在氯化物溶液中抗缝隙腐蚀能力。锰、铬： 强化效果大，稳定相能力强，密度比钼、钨等小，故应用较

25、多，是高强亚稳定型钛合金的主要加入元素。但它们与钛形成慢共析反应，在高温长期工作时，组织不稳定，蠕变抗力低；当同时添加同晶型元素，特别是钼 时，有抑制共析反应的作用。 硅硅： 共析转变温度较高(860)，加硅可改善合金的耐热性能，因此在耐热合金中常添加适量硅，加入硅量以不超过相最大固溶度为宜，一般为0.25左右。由于硅与钛的原子尺寸差别较大，在固溶体中容易在位错处偏聚，阻止位错运动，从而提高耐热性。稀土稀土： 提高合金耐热性和热稳定性。稀土的内氧化作用，形成了细小稳定的RExOv颗粒，产生弥散强化。由于内氧化降低了基体中的氧浓度，并促使合金中的锡转移到稀土氧化物中，这有利于抑止脆性2相析出。此

26、外，稀土还有强烈抑制晶粒长大和细化晶粒的作用，因而改善合金的综合性能。小结：合金元素的作用： 固溶强化：提高室温强度最显著的元素为铁、锰，铬、硅，其次为铝、钼、钒，而锆、锡、钽、铌强化效果差。稳定相或相：合金元素提高或降低相变点。增强热处理强化效果：稳定元素增加合金淬透性。消除有害作用：铝、锡防止相，稀土抑制2相析出，同晶元素阻制相共析分解。改善合金的耐热性：加入铝、硅、锆，稀士等。提高合金的耐蚀性和扩大钝化范围：加钯、钌、铂，钼等。 各类合金元素对钛合金常规力学性能的影响： 稳定元素：铝的固溶强化效果最大，锆、锡次之。锆、锡一般不单独加入，而是与其它元素复合加入。 同晶元素：合金元素浓度超过

27、相极限溶解度时，将进入+相区，此时合金元素优先溶于相，因而相具有更高的强度和硬度，合金强度将随组织中相所占比例增加而提高，大约至相和相各占50时强度达到峰值。再增加相数量，强度反而有所下降。强化作用按钼、钒、钽、铌次序递减。 共析型稳定元素：对合金性能的影晌规律和同晶型元素相似，特别是非活性共析元素铬、锰、铁在一般生产和热处理条件下，共析转变并不发生，因此可将钼、钒等组元同等对待，退火组织仍为+相。但在高温长期使用的耐热合金，非活性共析元素的存在，将降低材料的热稳定性。 合金元素对性能的影响合金元素对性能的影响 合金耐热性取决于金属基体键合能力、原子扩散过程及组织稳定性。钛合金耐热性与相图类型

28、及成分的关系为：单相固溶体的耐热性随溶解度增加而提高，当组织中出现第二相时则有所下降；因+两相组织在加热时发生转变，相界附近原子扩散，且原子在相中的扩散比相快，这导致耐热性下降。所以，耐热合金以单相组织为宜，常用型或近型钛合金作为高温材料。 提高钛合金固态相变温度的合金元素，可改善耐热性。 在相变温度附近，组织稳定性下降，原子活性增加，从而金属软化。因此，耐热合金的合金化应以稳定元素(如铝)和中性元素(锡、锆)为主；稳定化元素中，只有钼、钨（强烈提高钛原子键合能力）及硅、铜（提高共析转变温度）等元素，在适当浓度范围内可有效地增加合金的热强性。某些金属间化合物的耐热性高，如Ti-Al系中Ti3A

29、l(2相 、TiAl() 。共析转变温度低的合金在高温易软化，耐热性差，如Ti-Mn、Ti-Fe合金。 纯钛： 慢冷时，扩散方式，完成转变； 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+两相区，即在一 个温度范围内转变完成。 钛和钛合金的转变具有下列特点：新相和母相存在严格的取向关系。如冷却时，相总是以片状或针状有规则析出，形成魏氏组织。 钛的转变所需的过冷度或过热度很小。当加热温度超过相变点后，相极易长大，形成粗晶（由于高温加热而造成的脆性称脆性）。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

30、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。）钛合金钛合金的相变及热处理的相变及热处理 根据合金成分和冷却条件，加热到相区的钛合金可能发生下列转变： + ： +TixMy+TixMy ： 或或 ： ：密排六方晶格，为六方马氏体 ：斜方晶格，为斜方马氏体 ： ：亚稳定六方晶格相在慢冷时的转变相在慢冷时的转变相在快冷时的转变相在快冷时的转变相在冷却时的转变：相在冷却时的转变：合金加热到合金加热到相区后缓冷相区后缓冷： 相中析出次生。随着温度降低，次生相不断增多，相不断减少，稳定的组元浓度

31、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+平衡组织。 缓冷时，先在原晶界开始形核长大，形成晶界，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构成一个群体，称为集束，相处于片状相之间，呈连续的或间断的层片状，冷却后形成魏氏(+)。加热温度愈高、冷却愈缓慢，则片愈厚，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。 冷却速度较快时，相同时在晶界、晶粒内部独立生核，这样群体数目增多，组织细化，这种由多种取向的片状相构成的组织称作网状魏氏结构。相在缓冷时的转变：相在缓冷时的转变：加热到加热到+两相区缓冷两相区缓冷： 与上述转变主要差别是

32、：原相（初生，与析出的次生相区别）在冷却时不发生转变。随冷却速度减慢，次生相由晶内形核长大逐步变为在初生相和相界面处成核长大，并与初生连成一体；相呈网络状，这些网络状也可能进一步集聚成块状。加热温度较低，相浓度较高，过冷度较大，故转变组织细密。 +钛合金：从相区或(+)相区上部温度连续冷却时，在转变时，相界上存在界面相或界面层。界面相由两层组成，靠近相一边的层较完整，外观光滑，称单片层，具有面心立方结构；靠近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向转变的一个过渡阶段，面心立方

33、单片层是转变的一个中间结构，条纹层已接近完成的转变。 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。不同成分钛合金从不同成分钛合金从相区淬火时的组织变化规律相区淬火时的组织变化规律： 钛合金从相区淬火，发生无扩散的马氏体转变： 当稳定元素含量少时，转变为马氏体马氏体。 若稳定元素含量高时，转变为马氏体马氏体。 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 格相相。 转变与马氏体转变的异同点转变与马氏体转变的异同点：相同点相同点：相变速度快，即使很高冷速也不能抑制其进行；母相与相成分相同；转变具有可逆性，保持共格界面等，故变是一种无扩散转变。不同点不同点：形核率高，形核容

34、易，长大困难，尺寸细小弥散，表面无浮凸效应。相在快冷时的转变Ms和和Mf：马氏体转变开始温度和终了温度。Ms和和Mf随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淬火，相浓度大于Ck，故淬火时不发生马氏体转变。超过tk淬火，相浓度低于Ck故马氏体转变得以全部完成。C1CkCkC2C2CkCkC3x成分合金： 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。C1Ck之间合金之间合金：相区淬火得到斜方马氏体。CkC2之间的合金之间的合金：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

35、变，还有部分未转变相亚稳定相(m)，室温得到+m组织。C2Ck之间的合金之间的合金：淬火时发生转变，且与共生，故淬火得到的组织为+()CkC3之间合金之间合金：相浓度大于CK，故淬火时不发生马氏体转变，仅发生转变，室温组织为()。大于大于C3合金合金：淬火不发生转变，而被保留下来。若施加外应力，亚稳定相容易转变成，称应力诱发马氏体应力诱发马氏体。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，适用于塑性成形。 不同成分合金从不同成分合金从相区淬火，可得到六种组织：相区淬火，可得到六种组织： ；+m；+()，()及m。同一成分成分合金，从不同温度淬火时组织变化规律： 钛合金在(+)两相区不

36、同温度淬火，所发生组织转变决定于在加热温度下相的成分，其对应关系与相区淬火相同，只是组织中还包含部分不发生转变的初生相。 tk： 合金淬火，因相浓度大于临界浓度Ck，故淬火不发生转变，相应组织为初+m。tktk：淬火发生部分马氏体转变，相应组织为初+m。tk：淬火，发生转变，最终组织为初+。 同一成分合金经不同温度淬火可得到下列组织：，初初+；初初+；初初+ +m+m；初初+ +(+() )及及初初+ + mm 马氏体形态和性能马氏体形态和性能： 根据合金元素含量，马氏体形态分为两种基本类型：板条马氏体马氏体形态分为两种基本类型：板条马氏体和针状马氏体和针状马氏体。纯钛和低浓度合金组织为板条马

37、氏体；浓度较高的合金组织为针状马氏体。 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、位向一致的板条状大量相互平行、位向一致的板条状，板条内部为高密度位错。，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，各个针状取向不同，内部含有大量孪晶。取向不同，内部含有大量孪晶。 合金浓度再增加，淬火形成斜方马氏体合金浓度再增加，淬火形成斜方马氏体，其形态与针状，其形态与针状 类似，因类似，因MsMs温度低，形成马氏体针更为细小，温度低，形成马氏体针

38、更为细小，内部有大量密集的内部有大量密集的细孪晶。细孪晶。 钛合金马氏体不像钢那样能强烈提高硬度钛合金马氏体不像钢那样能强烈提高硬度。钛合金硬度略高于固溶体，对合金强化作用不大。这是因为前者是碳的间隙固溶体，这是因为前者是碳的间隙固溶体，碳在晶格中造成的畸变很大，后者是置换型的过饱和固溶体，所引起碳在晶格中造成的畸变很大，后者是置换型的过饱和固溶体，所引起的晶格畸变较小，强化作用小。的晶格畸变较小，强化作用小。当过饱和度达到最大值时，硬度达到第一个峰值。随后由于形成，使硬度下降，当出现相时，硬度又出现第二个峰值。 相的形态和性能相的形态和性能 钛合金淬火形成的相尺寸非常细小（直径约5l0nm）

39、。 相形态、尺寸和稳定性决定于相形态、尺寸和稳定性决定于界面的错配度界面的错配度:错配度错配度0.5：相呈立方体形，尺寸较小，稳定性较低；相呈立方体形，尺寸较小，稳定性较低；错配度错配度0.5：相则呈椭球形，尺寸较大，稳定性较高。相则呈椭球形，尺寸较大，稳定性较高。 淬火态淬火态相近似呈等轴状，时效相近似呈等轴状，时效相呈椭球形或立方体形。相呈椭球形或立方体形。 相硬而脆相硬而脆(HB500，0) ，强烈提高合金的硬度和弹性模量，强烈提高合金的硬度和弹性模量，降低塑性降低塑性（由相引起塑性急剧降低的现象，称脆性）。产生脆产生脆化的原因与位错不能在其中移动有关。化的原因与位错不能在其中移动有关。

40、 控制淬火、时效工艺控制淬火、时效工艺、避免低温时效可避免低温时效可防止相形成；加铝、铝、锆、锡等能抑制锆、锡等能抑制相的形成相的形成。这是由于铝促进回火时相的形成，而相长大要消耗相和相，因而降低相的稳定性。锆和锡与稳定元素一起提高相稳定性，而抑制相形成。 钛合金淬火形成的、和m是亚稳定相，处于热力学不稳定状态，加热时将发生分解。 亚稳相的分解过程与亚稳相的类型及合金成分、亚稳相的分解过程与亚稳相的类型及合金成分、时效规范有关时效规范有关，但最终分解产物为平衡组织或+TixMy。 时效分解过程的某一阶段，可以获得弥散的相，使合金产生弥散强化，这就是钛合金淬火时效强化的基本原理。下面对各亚稳定相

41、分解分别予以讨论。时效过程中亚稳定相的分解时效过程中亚稳定相的分解 六方马氏体相有三种分解方式 + GP区过渡相+ TixMy +TixMy 含有含有同晶元素的钛合金同晶元素的钛合金：相按分解， 从相中直接析出，在相界及内部孪晶界面上不均匀形核。当合金浓度低时(平衡相少)，基体可发生再结晶，消除针状痕迹。而合金浓度较高时，沿相边界析出，形成连续片层状，阻止相再结晶，保留针状的外形。 含有快共析元素的钛合金快共析元素的钛合金：按分解。如Ti-Cu系合金与铝合金时效分解相似，先形成与母相共格的富铜GP区，然后再过渡到半共格的中间相(可能是Ti3Cu)，最后形成非共格的Ti2Cu。 含有慢共析元素的

42、钛合金慢共析元素的钛合金：按分解，时效初期从相直接析出相，然后从相再析出化合物TixMy。该过程非常缓慢，故在一般时效处理后，组织仍为+相。的分解的分解： 根据钛合金Ms点高低，斜方马氏体以下列两种方式分解： + 相再分解相再分解 合金Ms点明显高于室温时，按分解。先在相中均匀成核形成相，随后相不断长大，最后可能在原晶界处形成粗片状的+。 合金Ms点接近室温时，按 分解，时效初期形成相，然后相再分解。的分解： 依据合金成分及时效规范，亚稳定亚稳定m可按以下三种方式分解 m+ m+ + m+ 含共析型稳定元素的合金，最终平衡组织为+TixMy。 合金含量较低的钛合金在高温(500)时效时，m按

43、分解，从m中直接析出。 合金浓度较高的钛合金在较低温度(300400)时效，则按分解，经中间过渡相，逐步转变为平衡组织+。 合金浓度高或添加抑制形成元素的合金，不出现 时，则按 分解，先形成粒子尺寸极小的过渡相，具有与m相同的晶体结构，然后再转变为平衡组织+。mm相的分解相的分解： 时效形成的结构和性能与淬火形成的相似，但时效中 转变伴随有成分变化，为扩散型转变。 相分解形成的相实为稳定元素在-Ti中的一种过饱和固溶体，可能有以下几种形式：相在原来晶界和相界上不均匀形核，长大并吞食。如Ti-11.6Mo合金：450时效时原晶界上出现粗片(+)相；相首先溶解，然后从相中析出相；延长时效时间或提高

44、时效温度，相逐渐失去稳定性而直接转变为相或相。钛及钛合金加热和冷却时的转变可以归纳为：钛及钛合金加热和冷却时的转变可以归纳为：同素异晶转变；固溶体分解，+；共析转变，TixMy；马氏体转变，(或)；转变，；亚稳定相的分解，m，过渡相+(或+ TixMy)。退火用于各种钛合金，是纯钛和型钛合金的唯一热处理方式淬火时效：用于+、+化合物和亚稳定型钛合金。退火退火 退火：消除应力，提高塑性及稳定组织。 工艺：去应力退火、再结晶退火、双重退火、等温退火和真空去氢退火等。 去应力退火：消除冷变形、铸造及焊接等工艺过程中产生的内应力，退火过程主要发生回复。退火温度一般为450650。消除应力退火所需时间取

45、决于工件厚度和残余应力大小。 完全退火：消除加工硬化、稳定组织和提高塑性。这一过程主要发生再结晶，也称再结晶退火；同时也有相、m相在组成、形态和数量上的变化，大部分和+钛合金都是在完全退火状态下使用。退火温度介于再结晶温度和相变温度之间，如果超过Ts点，因形成粗大魏氏组织而使合金性能恶化。钛合金的热处理：退火、淬火时效、钛合金的热处理：退火、淬火时效、化学热处理 型和低浓度型和低浓度+型合金：型合金：退火温度为650800，冷却方式采用空冷。 高浓度高浓度+型合金型合金：要控制退火后的冷却速度，因冷却速度不同，会影响相的转变方式，空冷后强度明显高于炉冷。 亚稳定亚稳定型合金型合金：退火温度应在

46、T以上80100，冷却采用快冷，慢冷使相析出，降低塑性。 耐热钛合金：耐热钛合金：保证在高温及长期应力作用下组织及性能稳定，常用双重退火；第一次高温退火是使再结晶充分进行，并控制初生相数量；第二次低温退火是使组织更接近于平衡状态。 稳定元素含量较高的稳定元素含量较高的+型合金：型合金：用等温退火，这是因相稳定性高，空冷不能使相充分分解，而采用等温冷却，使相完全转变。 真空退火：是消除氢脆的主要措施之一，氢在钛中的溶解析出过程是可逆的。故可采用真空退火方法降低钛中的氢浓度。退火温度为650680，保温16 h，真空度应不低于1.3310-1Pa。 退火工艺：退火工艺：空冷后在粗大晶粒上析出针状，

47、这种组织对应着较高断裂韧性和蠕变抗力，但使室温塑性降低。 钛合金与钢铁强化机制的区别钛合金与钢铁强化机制的区别主要为：钢淬火所得马氏体硬度高，强化效果大，回火使钢软化。而钛合金淬火所得马氏体硬度不高，强化效果小，回火使钛合金产生弥散强化。钢只有一种马氏体强化机理，而同一成分的+型钛合金有两种强化机理：高温淬火相中所含稳定元素小于临界浓度，得到马氏体，时效时马氏体分解产生弥散强化；低温淬火相中所含稳定元素大于临界浓度，得到亚稳定m”，再经时效，m相分解为弥散相使合金强化。淬火时效（强化热处理）淬火时效（强化热处理）时效强化效果时效强化效果 取决于合金元素的性质、浓度及热处理规范。因为这些因素将影

48、响所形成的亚稳定相结构、数量、分解程度及弥散性。同一合金系同一合金系：相同淬火时效条件下，强化效果随合金浓度的增加而提高。一般在临界浓度Ck附近，达到强化峰值，对应Ck浓度合金淬火可获得100的亚稳相，而且相在时效过程中，分解也最充分。越过CK值，过冷相稳定性增加，时效分解程度下降，强化效果反而减弱。不同成分的合金不同成分的合金：稳定相能力越强的元素，时效强化效果越大。多种元素同时加入比单一元素强化效果大，除时效弥散强化外，还有固溶强化。一定成分的合金一定成分的合金：时效强化效果取决于所选的热处理工艺，淬火温度愈高，时效强化效果愈显著，但高于临界点淬火，由于晶粒过分粗大而导致脆性，因此工业钛合

49、金除型合金外，均采用两相区加热后淬火，淬火温度处于tKtK之间。退火态钛合金强度随合金元素含量增加而线性增加 ； 相区淬火 将因马氏体相变而强度提高（提高程度取决于合金成分） ；对高合金的钛合金，相区的快淬获得的强度较低，但时效后将获得最高强度；对低合金钛合金，相区的快淬获得的最大强度在Mf点。化学热处理 钛合金的摩擦系数较大，耐磨性比钢约低40，还原性介质中的抗腐蚀性差。 渗氮：密封炉中750950加热，通入纯氮气，保温3040h，或在氮氩混合气中进行离子氮化。氮化后表面形成由氮化物和含氮的固溶体组成的氮化层，渗层厚度可达0.060.08mm，氮化物有(TiN)和(Ti2N)两种，前者比后者

50、脆性大，故氮化时要求获得以相为主的氮化物。氮化层的硬度比未氮化时表层高约24倍，明显提高合金的耐磨性，同时还改善在还原性介质中的抗蚀性。 渗氧：在空气或硼酸盐浴中加热，温度为700850，保温210h，表面形成富氧固溶体和一薄层氧化物，渗氧层厚度0.020.08mm，渗氧后需将氧化物薄层清除掉，以减少脆性。渗氧可将合金耐蚀性提高79倍，但使塑性和疲劳强度下降。 钛合金的污染： 钛合金在空气中加热，1000以下主要是氧渗入，由于氮在钛中扩散系数小，氮含量基本不增加。因此，污染层中主要是富氧的固溶体和 氧化钛。氧化钛容易清除，主要影响性能的是富氧的层。加热温度越高，保温时间越长，合金加热最理想是在

51、真空中或干燥纯氩气中加热，但这样将增加产品的成本。除薄板和重要产品外，半成品和一般产品均在空气炉中加热。为减轻污染，应尽量降低加热温度和缩短加热时间，或采用保护涂料加热，炉膛气氛保持中性或弱氧化性，不允许在还原气氛中加热，以免增氢，处理之后将材料表面的氧化层清除掉。 TA7合金：合金： 为型钛合金，属Ti-Al-Sn系(Ti-5Al-2.5Sn) 合金元素作用：铝和锡起稳定和固溶强化作用。 性能特点： 具有中等强度和较高的耐热性，可在具有中等强度和较高的耐热性，可在400下长期工作下长期工作。 具有良好的低温性能和焊接性能具有良好的低温性能和焊接性能。 随温度降低，强度升高，塑性略有下降。间隙

52、元素含量低的合金，在250时仍保持良好的塑性，用于超低温高压容器，多以管材供应。 冷热加工性较差冷热加工性较差。 轧制工艺对热成型影响较大，轧制温度为750左右，具有较好的热成型性，高温轧制塑性反而降低，原因是晶粒粗化，但通过交叉轧制改善组织，可提高热塑性。 典型钛合金典型钛合金TC4(Ti-6Al-4V)： +型合金，国际上一种通用型钛合金，其用量占钛合金总消耗量50左右。在航空工业上多用于做压气机叶片，盘和紧固件等；当间隙元素含量低时，具有良好的低温性能，可制作在196下使用的低温容器。合金成分特点： 铝：基本组元，用以保证合金在常温及高温下的性能。 钒：赋予合金热处理强化能力，可改善塑性

53、；同晶型元素，不存在共析反应，故组织稳定性较好，长期使用温度可达350；可减少Ti-Al系合金形成相的危险以及减轻铝的偏析。 TC4合金处于+相区，转变温度为996。在平衡条件下，相约占7l0。 组织与性能特点 TC4合金平衡组织为+，其形态为魏氏+和等轴+。 热加工后组织取决于变形温度、变形量及随后热处理工艺。如在两相区加工，变形量小于50，不能将粗大组织破碎，只有增大变形量才能将原晶界、和条破碎；热轧温度提高，组织由等轴状变为网篮状和粗大魏氏组织，同时屈服强度略有下降，断裂韧性明显提高。 950以下加热，冷却方式对性能的影响较小，合金具有较高的综合性能；950以上加热，合金强度随冷却速度增

54、加而提高，但塑性、韧性下降，故TC4合金热处理温度不应越过950。热处理：退火和淬火时效 普通退火：75080012 h空冷，得到不完全再结晶组织，故又称不完全退火。 再结晶退火： 930950加热，以保证相发生充分再结晶，随炉冷至540以下空冷。 淬火时效工艺：930950水冷54048 h。性能特点： TC4合金综合性能良好，使用温度范围宽(400-196)，合金组织和性能稳定，合金化简单，工艺易掌握，适合大规模生产（棒料、锻件和中厚板材）。 当合金组织为细小等轴+组织，在 800925范围内，以一定变形速率进行拉伸，合金呈现超塑性。据此可生产出精密的复杂锻件和钣金件，以减少工序，降低成本

55、。 性能不足：如冷变形性能差，难于轧制成薄板和薄壁管材；淬透性低(小于25mm)，限制了时效强化的应用。TB2(Ti-5Mo-5V-8Cr-3Al) 亚稳定型合金，在固溶状态下有良好的冷成型性，时效后抗拉强度为13231363MPa，延伸率保持在78。用它冷镦成铆钉和螺栓用于飞机上，用箔材(0.150.25mm)吹塑成型制成的高强度高刚度波纹壳体用于卫星上。 TB2合金相变点750760，时效强化效果随固溶温度升高而增加；且水冷强化效果比空冷大，在接近T 点时强度达到最大值。故固溶温度常选在稍高于T (800)，水淬后在5008h。 TB3(Ti-10Mo-8V-1Fe-3.5Al) 亚稳定型

56、合金，固溶态下有良好的塑性和冷成型性，尤其是冷铆工艺性好，能进行冷手铆和冷压铆，可获得1400MPa以上的强度。弹性极限e高和弹性模量E低，故有高的弹性(eE)和高的弹性比功(e22E)，且在20300范围内弹性稳定，弹性后效值只有铜基、铁基、铍青铜的50，用来代替Cr 17Ni2制作YCB-10D应变压力传感器膜片。TB5（Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al） 高韧性合金，冷成型性能优异，薄板、带材和箔材。固溶时效处理后其强度可超过TC4合金约50，性能均匀。如在B1轰炸机上用它制作的零件达250个，用它取代强度较低的TA7和必须热成型的TC4合金。合金的冷成型性能优良、各向异性较小，适于

57、钣金成型。 TB5合金具有很好的超塑性，在680900下拉伸，当变形速率=104 108s-1时，延伸率可达400490，应变速率敏感系数m=0.350.40，适于航空部门制造形状复杂的零件和蜂窝结构。 TB5合金的T为7605。加热到800水冷或空冷，得到最低的屈强比和较高的塑性，固溶处理后的组织为单相，这对于冷成型十分有利。固溶温度过低(如700)或过高(如900)，因组织中存在较多的相或晶粒粗大，均会提高屈强比和降低塑性，对冷成型不利。TB6（Ti-10V-2Fe-3Al） 近型高强高韧合金，具有高淬透性和优良成型性，适用于做航空锻件。b1105MPa时，K1c60MPa m-0.5。该

58、合金已用于波音757客机 和F-18战斗机等，用该合金代替TC4合金可以减重20，用它代替30CrMnSiA时，可减重40。 T800810，加热到T以上淬火，相处于机械不稳定状态， Ms点低于室温，但形变诱发马氏体转变点Ms高于室温，在淬火应力作用下，发生应力诱发马氏体转变，形成少量，并且发生转变，故淬火得到+m。 两相区加热淬火，组织中还存在初生相。该合金淬火时效工艺为7402h水淬5208h空冷。在区锻造后直接进行时效(5008h)可获得更高的综合性能：b=1184MPa，5=14.6，=48.5，K1c=101.8MPa m-0.5 ；普通固溶时效后的性能：b =1125MPa，5=1

59、2.3，=39.1，K1c =68.8 MPa m-0.5 。 TB6在+区轧制或区轧制状态下，具有优良超塑性，在750、变形速率1.710-4S-1时，延伸率可达650。 合金中稳定化元素含量高，特别是含有共析元素铁，很容易形成铁偏析。在富铁区因转变温度下降而形成一种不含相或相稀少的区域，即所谓斑点。严重的斑点会降低合金的塑性和低周疲劳性能。常规锻造或近锻造对改善斑点无效，因为和两相存在时，铁的扩散受到相界阻碍。锻造和锻后水冷有利减轻斑点，因为锻后水冷储存的畸变能有利于铁的扩散。减少铁偏析有效方法是使电极中铁分布均匀和控制二次熔炼电流大小，如用铁粉代替V-Fe中间合金加入。可使37mm铸锭截

60、面上铁偏差小于0.08。纵询偏差仅为0.15。 高温钛合金：高温钛合金：可在400以上长期工作的钛合金。 主要用于航空发动机的压气机盘和叶片等，用它代替部分钢，可使发动机减重，提高推重比。 高温钛合金主要性能指标：高温强度、蠕变强度和高温热稳定性。后者是指合金在一定温度下，对于应力或非应力状态暴露后保持塑性和韧性的能力。通常用暴露前后断面收缩率或断裂韧性K1c的变化来衡量。高温暴露后的室温大于未暴露时的60，则为热稳定，否则是不稳定。影响热稳定性的主要因素有两个。一个是高温长期暴露过程中内部组织的变化，如出现有序相Ti3Al、剩余相分解、硅化物的沉淀和聚集等；另一个是氧的渗入形成污染层，使合金

61、变脆。而表面污染层比内部组织变化对热稳定的影响更大。 高温钛合金成分特点：组元多，合金元素有铝、锡、锆、钼、硅、铌、稀土等。硅对耐热性有利作用是肯定的，硅和钼共存时作用更显著。铝、锡、锆固溶强化相，可改善室温和高温性能。稀土能阻止晶粒长大，细化晶粒，并提高热稳定性和耐热性。大多数高温钛合金成分为Ti-A1-Sn-Zr-Si系合金，我国还添加了稀土(Ce、Y、Nd、Gd)。高温钛合金组织特点：以相为基体加上少量相，即近合金。它保留合金耐热性和热稳定性高的优点，同时兼有+型合金强度高和塑性好的特点。为获得最佳的蠕变性能，近合金使用状态最好是片状组织，但室温塑性和疲劳性能不如等轴组织好。如果加工工艺

62、能保证得到细小晶粒和细片尺寸的魏氏组织，就可以获得满意的综合性能，如IMI685合金已采用了加工和热处理，得到针状组织，改善了耐热性能。TC6和TC9合金：名义成分为Ti-5Al-2Cr-2Mo-1Fe和Ti-6A1-2Sn-3Mo-O.3Si。组织上属+型合金，但以相为基，与近型耐热合金在合金化、组织和性能上是颇为相似，只是稳定元素含量略高，致使相数量稍增多。TC6：含有共析元素铬和铁，在长期加热条件下，因发生共析分解会使合金脆化，为此加入2Mo，以延缓共析分解，改善热稳定性，它适合在350450下工作。 TC6合金热处理工艺用双重退火(880lh，空冷+550 25 h，空冷)及淬火时效(

63、850lh，水冷+500时效5 h)。 TC9：加入硅，同时合金化程度较高，故热强性和热稳定性比TC6高，使用温度可达500。 TC9合金热处理工艺也是采用双重退火(95014h，空冷+5306h，空冷)及淬火时效(925水冷+500时效l6h)。双重退火比普通退火更能保证组织的稳定性。淬火时效可提高室温强度lO20，但这种强化效果只能维持到450500。1、纯钛具有那些基本性质？2、杂质元素对纯钛的性能有那些影响？3、工业纯钛有那些牌号？试举二个纯钛牌号，说明牌号表示的意义和典型的应用。4、简述钛与其它元素的作用形式，据此说明所构成相图的类型、合金元素的分类。5、钛合金中常加入那些合金元素？简述这些合金元素在钛合金中的作用。6、不同成分的钛合金经相区淬火可能得到的组织 为： 、 、 、 、 、 。 同一成分的钛合金经不同温度淬火可得到的组织 为： 、 、 、 、 、 。 7、钛合金马氏体形态有那些？各有何性能特点？其与钢中的马氏体有何异同？8、钛合金淬火后可形成那些亚稳相？简述这些亚稳相时效后的分解形式及产物。9、钛合金淬火时效强化与钢的强化的区别。10、简述钛合金的分类及编号方法、各类钛合金的主要性能特点。11、简述TA7、TC4、TB5的合金化、组织、热处理和性能特点。