航天航空材料第3三章钛及钛合金2.ppt

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99.9%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8373505029154119钢钢510151614596马赫数M>5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：⑴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⑵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⑶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⑷导电性能差导电性能差（为铜的3.1%）、、热膨胀系数小热膨胀系数小（与玻璃相近）⑸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⑹耐热性高耐热性高：因熔点高，使得钛被列为耐高温金属。

⑺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⑻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⑼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)、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(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 ：⑴Cl2 与矿石中的TiO2反应，形成TiCl4；⑵TiCl4经分级蒸馏而净化；⑶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50～60%，Rm≤300MPa 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、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(A>100％) 纯钛有良好的低温塑性，特别是间隙元素含量很低的α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0.6～0.8Rm，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，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(Rel／Rm)为0.70～0.95，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α相或β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 α phase structureα ＋β球形（ 0.3% Fe ） 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； 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 纯钛组织基本形态魏氏α板条状条状马氏体等轴等轴αα 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（ 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。

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α的钛合金的钛合金包括全包括全α、近、近α和和α+化合物合金化合物合金 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 共共33个牌号 3.4 钛合金钛合金钛合金分类、牌号TB表示组织为β的钛合金包括热力学稳定型β合金、亚稳定β型合金和近β型合金主要加入的合金元素：Mo、VTC表示组织为α＋β的钛合金：以Ti-Al为基再加适量β稳定元素合金类型 Rel/MPaRm/MPaA/%特点α型型200～～500250～～55015～～2599%纯钛，性能随氧含量变化近近α型型850～～1000950～～110012～～15有一定的蠕变抗力， 少量β（杂质Fe的稳定作用）可细化晶粒；焊接性能好，可进行锻造α＋＋β型型900～～12001000～～130010～～15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β型型1100～～1300 1250～～14006～～10可时效热处理；时效前的成形性能优良合合金金元元素素α稳定元素β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换元素置换元素置换元素C、、N、、OAl、、GaZr、、Sn、、Hf、、Ge、、Ce、、La、、MgHβ同晶元素同晶元素β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钛合金的合金化 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1％Al，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(α2)，对合金的塑性、韧性及应力腐蚀不利，故一般加铝量不超过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5％Al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α-Ti和β-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α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(α2相)的出现，考虑到铝和其它元素对α2相析出的影响，Rosenberg提出铝当量公式 只要铝当量＜8～9％，就不出现α2相。

钼、钒： β稳定元素中应用最多，固溶强化β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；锰、铬： 强化效果大，稳定β相能力强，密度比钼、钨等小，故应用较多，是高强亚稳定β型钛合金的主要加入元素硅硅： 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α相最大固溶度为宜，一般为0.25％左右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α2相析出此外，稀土还有强烈抑制β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： ⑴固溶强化⑵稳定α相或β相⑶增强热处理强化效果⑷消除有害作用⑸改善合金的耐热性：加入铝、硅、锆，稀士等⑹提高合金的耐蚀性和扩大钝化范围：加钯、钌、铂，钼等钛合金钛合金的显微组织的显微组织等轴组织 是在β转变组织基体上分布着30%以上的等轴α相。

它一般是在β转变温度以下30-100℃加热，经过充分的塑性变形和再结晶退火才能形成加热温度越低，变形量越大，等轴α相含量越多，颗粒的尺寸越细小等轴组织具有较好的塑性，延伸率和较高的断面收缩率，且抗缺口敏感性和热稳定性最好高低疲劳强度高，特别是对于要求高周疲劳性能的构件，如承受高频振动载荷的叶片，宜选用等轴组织，要求等轴α相含量在80%以上但是冲击、高温持久、蠕变强度和断裂韧性要差一些总之具有良好的综合性能网蓝组织 在β转变组织基体上分布着交错编织成网篮状的片状α组织，原始β晶界不同程度地被破碎，晶界α沿原始β晶界断续分布已经不明显获得这种组织的方法是在β区加热或开始变形，在两相区变形不大时形成具有高的持久强度和蠕变强度，在热强性方面具有明显的优势，适用于制作长期的高温和拉应力工作下的零件双态组织 是在β转变组织基体上分布着一定数量的等轴α相，但总量不会超过30%双态组织包含了α相的两种形态双态组织兼顾了等轴组织和片状组织的优点，具有强度-塑性-韧性-热强性的最佳综合匹配，已成为钛科技工作者的共识与片状组织相比，双态组织具有更高的屈服强度、塑性、热稳定性和疲劳强度；与等轴组织相比，具有较高的持久强度、蠕变强度和断裂韧性。

魏氏组织 其特点是粗大原始β晶粒晶界清晰完整，有连续的晶界α镶边，在β晶粒内有细长平直、互相平行的片状α相这种组织是由于钛合金在较高温度的β相区加热或变形量不够，或者开坯时铸造组织破坏不完全而造成的这种组织具有最高的蠕变抗力，持久强度和断裂韧性，但是致使的弱点是塑性低，尤其是断面收缩率远低于其它组织类型 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在一 个温度范围内转变完成 钛和钛合金的β→α转变具有下列特点：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。

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β相区的钛合金可能发生下列转变： β→α+β β→α+β ：： β→α+TixMy β→α+TixMy ：： β→αβ→α΄或或αα΄΄ ：： 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 β→ω ：： ω：亚稳定六方晶格β相在慢冷时的转变相在慢冷时的转变β相在快冷时的转变相在快冷时的转变β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ββ相区后缓冷相区后缓冷： 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，稳定β的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 冷却速度较快时，α相同时在晶界、β晶粒内部独立生核，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β相在缓冷时的转变：相在缓冷时的转变：加热到加热到α+β两相区缓冷两相区缓冷： 与上述转变主要差别是：①原α相（初生α，与析出的次生α相区别）在冷却时不发生转变②随冷却速度减慢，次生α相由晶内形核长大逐步变为在初生α相和β相界面处成核长大，并与初生α连成一体；β相呈网络状，这些网络状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，故转变组织细密 α+β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相一边的层较完整，外观光滑，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向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。

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⑴⑴不同成分钛合金从不同成分钛合金从β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΄马氏体马氏体 若β稳定元素含量高时，β转变为α΄΄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ω相相 ω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不同点：形核率高，形核容易，长大困难，尺寸细小弥散，表面无浮凸效应β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淬火，β相浓度大于Ck，故淬火时不发生马氏体转变。

超过tk΄淬火，β相浓度低于Ck΄故马氏体转变得以全部完成C1～～Ck΄Ck΄～～C2C2～～CkCk～C3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΄之间合金之间合金：β相区淬火得到斜方马氏体α΄΄Ck΄～～C2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β相容易转变成α΄΄，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β相区淬火，可得到六种组织：相区淬火，可得到六种组织： α΄；α΄΄；α΄΄+βm；α+β(ω)，β(ω)及βm。

⑵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(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 ＜tk： 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+βmtk～tk΄：淬火发生部分马氏体转变，相应组织为α初+α΄΄+βm＞tk΄：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：αα΄，，αα初初+α+α΄；；αα初初+α+α΄΄；；αα初初+α+α΄΄+βm+βm；；αα初初+α+α΄΄+β(ω)+β(ω)及及αα初初+ βm + βm ⑶⑶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αα΄，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αα΄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αα΄΄，其形态与针状，其形态与针状α α ΄类类似，因似，因MsMs温度低，形成马氏体针更为细小，温度低，形成马氏体针更为细小，αα΄΄内部有大量密集的细内部有大量密集的细孪晶 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α΄硬度略高于α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α΄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α΄΄，使硬度下降，当出现ω相时，硬度又出现第二个峰值 ⑷⑷ω相的形态和性能相的形态和性能 钛合金淬火形成的ω相尺寸非常细小（直径约5～l0nm）。

ω相形态、尺寸和稳定性决定于相形态、尺寸和稳定性决定于ω／／β界面的错配度界面的错配度:错配度错配度＞＞0.5％％：：ω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％％：：ω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ω相近似呈等轴状，时效相近似呈等轴状，时效ω相呈椭球形或立方体形相呈椭球形或立方体形 ω相硬而脆相硬而脆(HB≈500，δ≈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ω相引起塑性急剧降低的现象，称ω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 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ω相形成；加铝、铝、锆、锡等能抑制锆、锡等能抑制ω相的形成相的形成这是由于铝促进回火时α相的形成，而α相长大要消耗β相和ω相，因而降低ω相的稳定性锆和锡与β稳定元素一起提高β相稳定性，而抑制ω相形成 钛合金淬火形成的α΄、α΄΄、ω和βm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α＋β或α+TixMy 时效分解过程的某一阶段，可以获得弥散的α＋β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α΄相有三种分解方式 α΄→β+α ⑴ α΄→GP区→过渡相→α+ TixMy ⑵ α΄→β→β+TixMy ⑶ 含有含有β同晶元素的钛合金同晶元素的钛合金：α΄相按⑴分解， β从α΄相中直接析出，在α΄相界及α΄内部孪晶界面上不均匀形核当合金浓度低时(平衡β相少)，基体α可发生再结晶，消除针状α΄痕迹而合金浓度较高时，β沿α΄相边界析出，形成连续片层状，阻止α相再结晶，保留针状α的外形。

含有快共析元素的钛合金快共析元素的钛合金：α΄按⑵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 含有慢共析元素的钛合金慢共析元素的钛合金：：α΄按⑶分解，时效初期从α΄相直接析出β相，然后从β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α+β相α΄的分解的分解： 根据钛合金Ms点高低，斜方马氏体α΄΄以下列两种方式分解： α΄΄→β+α ⑷ α΄΄→β→β相再分解相再分解 ⑸ 合金Ms点明显高于室温时，α΄΄按⑷分解先在α΄΄相中均匀成核形成α相，随后α相不断长大，最后可能在原β晶界处形成粗片状的α+β 合金Ms点接近室温时，α΄΄按⑸ 分解，时效初期形成β相，然后β相再分解α΄΄的分解： 依据合金成分及时效规范，亚稳定亚稳定βm可按以下三种方式分解 βm→α+β ⑹⑹ βm→α+ωα→ β+ωα+α→β+α ⑺⑺ βm→β+β΄→β+β΄+α→β+α ⑻⑻ 含共析型β稳定元素的合金，最终平衡组织为α+TixMy。

合金含量较低的钛合金在高温(>500℃)时效时，βm按⑹⑹ 分解，从βm中直接析出α 合金浓度较高的钛合金在较低温度(300～400℃)时效，则按⑺⑺分解，经中间过渡ωα相，逐步转变为平衡组织α+β 合金浓度高或添加抑制ω形成元素的合金，不出现ωα 时，则按⑻⑻ 分解，先形成粒子尺寸极小的过渡β΄相，具有与βm相同的晶体结构，然后再转变为平衡组织α+ββmβm相的分解相的分解： 时效形成的ωα结构和性能与淬火形成的ωβ相似，但时效中β→ ωα转变伴随有成分变化，为扩散型转变 ω相分解形成的α相实为β稳定元素在α-Ti中的一种过饱和固溶体，可能有以下几种形式：①α相在原来β晶界和ω／α相界上不均匀形核，长大并吞食ω如Ti-11.6Mo合金：450℃时效时原β晶界上出现粗片(α+β)相；②ω相首先溶解，然后从β相中析出α相；③延长时效时间或提高时效温度，ω相逐渐失去稳定性而直接转变为α相或α΄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：①同素异晶转变；②固溶体分解，β→α+β；③共析转变，β→α＋TixMy；④马氏体转变，β→α΄(或α΄΄)；⑤ω转变，β→ω；⑥亚稳定相的分解，α΄，α΄΄，βm，ω→过渡相→α+β(或α+ TixMy)。

退火用于各种钛合金，是纯钛和α型钛合金的唯一热处理方式淬火时效：用于α+β、α+化合物和亚稳定β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450～650℃消除应力退火所需时间取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α相、βm相在组成、形态和数量上的变化，大部分α和α+β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 α型和低浓度型和低浓度α+β型合金：型合金：退火温度为650～800℃，冷却方式采用空冷 高浓度高浓度α+β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β相的转变方式，空冷后强度明显高于炉冷。

亚稳定亚稳定β型合金型合金：退火温度应在Tβ以上80～100℃，冷却采用快冷，慢冷使α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α相数量；第二次低温退火是使组织更接近于平衡状态 β稳定元素含量较高的稳定元素含量较高的α+β型合金：型合金：用等温退火，这是因β相稳定性高，空冷不能使β相充分分解，而采用等温冷却，使β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650～680℃，保温1～6 h，真空度应不低于1.33×10-1Pa β退火工艺：退火工艺：空冷后在粗大β晶粒上析出针状α，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 ⑴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：①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②钢只有一种马氏体强化机理，而同一成分的α+β型钛合金有两种强化机理：高温淬火β相中所含β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β相中所含β稳定元素大于临界浓度，得到亚稳定βm＋α”，再经时效，βm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）⑵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β相，而且β相在时效过程中，分解也最充分越过CK值，过冷β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β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，因此工业钛合金除β型合金外，均采用两相区加热后淬火，淬火温度处于tK～tK΄之间退火态钛合金强度随合金元素含量增加而线性增加 ；β 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，β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，β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750～950℃加热，通入纯氮气，保温30～40h，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0.06～0.08mm，氮化物有δ(TiN)和ε(Ti2N)两种，前者比后者脆性大，故氮化时要求获得以ε相为主的氮化物氮化层的硬度比未氮化时表层高约2～4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700～850℃，保温2～10h，表面形成富氧固溶体和一薄层氧化物，渗氧层厚度0.02～0.08mm，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7～9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α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α层加热温度越高，保温时间越长，合金加热最理想是在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α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α和固溶强化作用 性能特点： ⑴⑴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 ⑵⑵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 ⑶⑶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)： α+β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⑴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；β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ω相的危险以及减轻铝的偏析 TC4合金处于α+β相区，α＋β→β转变温度为996℃在平衡条件下，β相约占7～l0％ ⑵组织与性能特点 TC4合金平衡组织为α+β，其形态为魏氏α+β和等轴α+β 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β晶界、α和β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℃。

⑶热处理：退火和淬火时效 普通退火：750～800℃×1～2 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： 930～950℃加热，以保证α相发生充分再结晶，随炉冷至540℃以下空冷 淬火时效工艺：930～950℃＋水冷＋540℃×4～8 h⑷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α+β组织，在 800～925℃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 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β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1323～1363MPa，延伸率保持在7～8％用它冷镦成铆钉和螺栓用于飞机上，用箔材(0.15～0.25mm)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750～760℃，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 β 点时强度达到最大值。

故固溶温度常选在稍高于T β(800℃)，水淬后在500℃×8h TB3(Ti-10Mo-8V-1Fe-3.5Al) 亚稳定β型合金，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σe高和弹性模量E低，故有高的弹性(σe／E)和高的弹性比功(σe2／2E)，且在20～300℃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，适于钣金成型 TB5合金具有很好的超塑性，在680～900℃下拉伸，当变形速率ε=10－4 ～10－8s-1时，延伸率可达400～490％，应变速率敏感系数m=0.35～0.40，适于航空部门制造形状复杂的零件和蜂窝结构 TB5合金的Tβ为760±5℃。

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β，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α相或β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β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σb≥1105MPa时，K1c≥60MPa m-0.5该合金已用于波音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％ Tβ≈800～810℃，加热到Tβ以上淬火，β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α″，并且发生β→ω转变，故淬火得到α″+ω＋βm 两相区加热淬火，组织中还存在初生α相该合金淬火时效工艺为740℃×2h＋水淬＋520℃×8h＋空冷在β区锻造后直接进行时效(500℃×8h)可获得更高的综合性能：σb=1184MPa，δ5=14.6％，ψ=48.5％，K1c=101.8MPa m-0.5 ；普通固溶时效后的性能：σb =1125MPa，δ5=12.3％，ψ=39.1％，K1c =68.8 MPa m-0.5 。

 TB6在α+β区轧制或β区轧制状态下，具有优良超塑性，在750℃、变形速率1.7×10-4S-1时，延伸率可达650％ 合金中β稳定化元素含量高，特别是含有β共析元素铁，很容易形成铁偏析在富铁区因β转变温度下降而形成一种不含α相或β相稀少的区域，即所谓β斑点严重的β斑点会降低合金的塑性和低周疲劳性能常规锻造或近β锻造对改善β斑点无效，因为α和β两相存在时，铁的扩散受到相界阻碍β锻造和锻后水冷有利减轻β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Φ37mm铸锭截面上铁偏差小于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ψ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β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α相，可改善室温和高温性能稀土能阻止β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α相为基体加上少量β相，即近α合金它保留α合金耐热性和热稳定性高的优点，同时兼有α+β型合金强度高和塑性好的特点为获得最佳的蠕变性能，近α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能保证得到细小β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β加工和β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α+β型合金，但以α相为基，与近α型耐热合金在合金化、组织和性能上是颇为相似，只是β稳定元素含量略高，致使β相数量稍增多TC6：含有β共析元素铬和铁，在长期加热条件下，因发生β共析分解会使合金脆化，为此加入2％Mo，以延缓共析分解，改善热稳定性，它适合在350～450℃下工作 TC6合金热处理工艺用双重退火(880℃lh，空冷+550℃ 2～5 h，空冷)及淬火时效(850℃lh，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(950℃1～4h，空冷+530℃6h，空冷)及淬火时效(925℃水冷+500℃时效l～6h)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lO～20％，但这种强化效果只能维持到450～500℃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β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。