宣布时间：2021-12-30点击：5356
一、钛合金的热处置惩罚特点
（1）马氏体相变不会使钛合金的性能爆发显著转变。这个特点与钢的马 氏 体相变差别 ，钛合金的热处置惩罚强化只能依赖淬火形成的亚稳相(包括马氏体相)的时效剖析 ，况且关于纯a型钛合金热处置惩罚的要领基本上不可有用 ，即钛合金的热处置惩罚主要用于α+β型钛合金。
（2）热处置惩罚应该阻止形成ω相。形成ω相会使钛合金变脆 ，准确选择时效工艺(例如 ，接纳较高的时效温度)即可使ω相剖析。
（3）使用重复相变难于细化钛合金晶粒。这一点也差别于钢铁质料 ，大大都的钢可以使用奥氏体与珠光体(或铁素体、渗碳体)的重复相变控制新相形核与长大 ，抵达晶粒细化的目的 ，而钛合金中没有这样的征象。
（4）导热性差。导热性差可导致钛合金 ，尤其是α+β钛合金的淬透性差 ，淬火热应力大 ，淬火时零件易翘曲。由于导热性差 ，钛合金变形时易引起局部温升过高 ，使局部温度有可能凌驾β转变点而形成魏氏组织。
（5）化学性生动。热处置惩罚时 ，钛合金易与氧和水蒸气反应 ，在工件外貌形成具有一定深度的富氧层或氧化皮 ，使合金的性能降低。同时钛合金热处置惩罚时容易吸氢 ，引起氢脆。
（6）β转变点差别大。纵然是统一因素 ，但由于冶炼炉次的差别 ，其β转变温度有时差别很大。
（7）在β相区加热时 ，β晶粒长大倾向大。β晶粒粗化可使合金塑性急剧下降 ，故应严酷控制加热的温度和时间 ，并慎用在β相区加热的热处置惩罚。
二、钛合金的热处置惩罚类型
钛合金的相变是钛合金热处置惩罚的基础 ，为了改善钛合金的性能 ，除接纳合理的合金化外 ，还要配合适当的热处置惩罚才华实现。钛合金的热处置惩罚种类较多 ，常用的有退火处置惩罚、时效处置惩罚、形变热处置惩罚和化学热处置惩罚等。
1.退火处置惩罚
退火适用于种种钛合金 ，其主要目的是消除应力 ，提高合金塑性及稳固组织。退火的形式包括去应力退火、再结晶退火、双重退火、等温退火和真空退火等 ，
（1）去应力退火。为了消除铸造、冷变形及焊接等工艺历程中爆发的内应力 ，可接纳去应力退火。去应力退火的温度应低于再结晶温度 ，一样平常为450~650℃ ，所需的时间取决于工件的截面尺寸、加工历史及所需消除应力的水平。
（2）通俗退火。其目的是使钛合金半制品消除基本应力 ，并具有较高的强度和切合手艺条件要求的塑性。退火温度一样平常与再结晶最先温度相当或略低 ，此种退火工艺一样平常冶金产品出厂时使用 ，以是又可以称为工厂退火。
（3）完全退火。目的是完全消除加工硬化 ，稳固组织和提高塑性。这一历程主要爆发再结晶 ，故亦称再结晶退火。退火温度***好介于再结晶温度和相变温度之间 ，若是凌驾了相变温度会形成魏氏组织而使合金的性能恶化。关于州差别种类的钛合金 ，退火的类型、温度和冷却方法均差别。
（4）双重退火。为了改善合金的塑性、断裂韧性和稳固组织可接纳双重退火。退火后的合金组织越发匀称和靠近平衡状态。耐热钛合金为了包管在高温及恒久应力作用下组织和性能的稳固 ，常接纳此类退火。双重退火是对合金举行两次加热和空冷。***次高温退火加热温度高于或靠近再结晶终了温度 ，使再结晶充分举行 ，又不使晶粒显着长大 ，并控制ap相的体积分数�？绽浜笞橹共环笪裙� ，需举行第二次低温退火 ，退火温度低于再结晶温度 ，保温较长时间 ，使高温退火获得的亚稳β相充分剖析。
（5）等温退火。等温退火可获得***好的塑性和热稳固性。此种退火适用于β稳固元素含量较高的双相钛合金。等温退火接纳分级冷却的方法 ，即加热至再结晶温度以上保温后 ，连忙转入另一较低温度的炉中（一样平常600~650℃）保温 ，此后空冷至室温。
2.淬火处置惩罚
淬火时效是钛合金热处置惩罚强化的主要方法 ，使用相变爆发强化效果 ，故又称强化热处置惩罚。钛合金热处置惩罚的强化效果决议于合金元素的性子、浓度及热处置惩罚规范 ，由于这些因素影响合金淬火所得的亚稳固相的类型、因素、数目和漫衍 ，以及亚稳固相剖析历程中析出相的实质、结构、弥散水一律 ，而这些又与合金的因素、热处置惩罚工艺规范和原始组织有关。
关于因素一定的合金 ，时效强化效果取决于所选的热处置惩罚工艺。淬火温度越高 ，时效强化效果越显着 ，但高于β转变温度淬火 ，由于晶粒太过粗大而导致脆性。关于浓度较低的两相钛合金可接纳较高温度淬火 ，以获得更多的马氏体 ，而浓度较高的两相钛合金则选用较低温度淬火 ，以获得较多的亚稳β相 ，这样可以获得***大的时效强化效果。冷却方法一样平常选用水冷或者油冷 ，淬火的历程要迅速 ，以避免β相在转移历程中爆发剖析 ，降低时效强化效果。时效温度和时间的选择应以获得***好的综合性能为准则 ，一样平常α+β型钛合金时效温度为500~600℃ ，时间4~12h；而β型钛合金的时效温度为450~550℃ ，时间8~24h ，冷却方法均接纳空冷。
3.形变热处置惩罚
形变热处置惩罚是将压力加工（锻、轧等）与热处置惩罚工艺有用地团结起来 ，可同时施展形变强化与热处置惩罚强化的作用 ，获得与简单的强化要领所不可获得的组织与综合性能。常见的形变热处置惩罚工艺如图2所示。差别类型的形变热处置惩罚凭证变形温度与再结晶温度和相转变温度的关系举行分类 ，按变形温度分为:
（1）高温形变热处置惩罚。加热到再结晶温度以上 ，变形40%~85%后迅速淬火 ，再举行通例的时效热处置惩罚。
（2）低温形变热处置惩罚。在再结晶温度以下举行变形50%左右 ，随后再举行通例的时效处置惩罚。
（3）复合形变热处置惩罚。将高温形变热处置惩罚和低温形变热处置惩罚团结起来的一种工艺。
4.化学热处置惩罚
钛合金的摩擦系数较大 ，耐磨性差(一样平常比钢约低40%) ，在接触外貌上容易爆发黏结 ，引起摩擦侵蚀。在氧化介质中钛合金的耐侵蚀性较强 ，但在还原介质(盐酸、硫酸等)中的抗侵蚀性较差。为了改善这些性能 ，可接纳电镀、喷涂和化学热处置惩罚(渗氮、渗氧等)等要领。渗氮后的氮化层硬度比未氮化时表层高2~4倍 ，因而显着提高合金的耐磨性 ，同时还改善合金在还原性介质中的抗蚀性；渗氧可将合金耐蚀性提高7~9倍 ，但合金的塑性和疲劳强度会有差别水平的损失。
三、钛合金的显微组织特征
在钛合金特殊是α+β双相钛合金中 ，可以视察到林林总总的组织。这些组织在形貌、晶粒尺寸和晶内结构上均各不相同 ，主要取决于合金因素、变形工艺和热处置惩罚历程。一样平常钛合金的组织有两个基内情 ，即α相和β相。钛合金的力学性能在很洪流平上取决于这两个相的比例、形态、尺寸和漫衍。钛合金的组织类型基本上可分为四大类 ，即魏氏组织(片层组织)、网篮组织、双态组织及等轴组织。图3为钛合金种种典范组织形貌特征。表1给出了TC4钛合金在四种典范组织状态下对应的合金性能指标 ，可见差别组织下的性能差别较大。
1.片层组织
其特点是粗大的原始β晶粒和完整的晶界α相 ，在原始β晶粒内形成尺寸较大的“束集” ，统一“束集”内有较多的。片相互平行 ，成统一取向 ，如图3(a)所示。这种显微组织是合金在β相区加热后未变形或变形量不大的情形下 ，较慢地从β相区冷却下来形成的组织。当合金具有这种组织时 ，其断裂韧性、长期和蠕变强度好 ，但塑性、疲劳强度、抗缺口敏感性、热稳固性和抗热应力侵蚀性很差 ，它们随α“束集”的巨细和晶界α的厚度而异 ，α“束集”变小 ，晶界α变薄 ，综合性能好转。
2.网篮组织
其特点是原始β晶粒界线在变形历程中被破损 ，不泛起或仅泛起少量疏散漫衍的颗粒状晶界α ，原始β晶粒内的α片变短 ，α“束集”尺寸较小 ，各片丛交织排列 ，犹如编织网篮状 ，如图3(b)所示。当合金在β相区加热或最先变形 ，或者在(α+β)双相区的变形量不敷大时一样平常会形成这种显微组织。细小的网篮组织不但有较好的塑性、攻击韧性、断裂韧性和高周疲劳强度 ，还具有较好的热强性。
3.双态组织
其特点是在p转变组织的基体上漫衍有互不相连的初生α ，但总含量不凌驾50% ，如图3(c)所示。当钛合金热变形或热处置惩罚的加热温度低于β转变温度较少时 ，一样平常可获得双态组织。双态组织指组织中的α相有两种形态 ，一种为等轴状的初生α相;另一种为β转变组织中的片状α相 ，与初生α相对应 ，这种片状。相亦称为次生α相或二次α相。当合金在(α+β)双相区较高温度和较大变形时会形成这种组织。
4.等轴组织
其特点是在匀称漫衍的含量凌驾50%的初生α相基体上 ，漫衍着一定命目的转变β组织 ，如图3(d)所示。钛合金的变形加工和热处置惩罚所有在(α+β)双相区或α相区举行 ，且加热温度低于β转变温度较多时 ，一样平常可获得等轴组织。同其他组织相比 ，这类组织的塑性、疲劳强度、抗缺口敏感性和热稳固性好 ，但断裂韧性、长期、蠕变强度差一些。由于这类组织有较好的综合性能 ，现在接纳***普遍。
四、热处置惩罚工艺对钛合金显微组织演化的影响
钛合金的热处置惩罚工艺如图4所示。主要控制的参数是固溶温度、固溶时间、冷却方法[包括水冷(water quench ，WQ)、油冷(oil quench ，OQ)、空冷(air cooling ，AC)和炉冷(fumace cooling ，FC)]、时效温度和时效时间。
1.固溶温度对TC21合金显微组织的影响
图5为TC21合金在差别固溶温度下的显微组织。由图5可知 ，随着固溶温度的升高 ，αp相的体积分数镌汰 ，当固溶温度高于Tβ后 ，αp相消逝。在940℃固溶处置惩罚 ，由于等轴αp相的阻碍 ，β晶粒的晶界爆发弯曲弓出 ，如图5(c)中的箭头所示。在1000℃固溶处置惩罚(>Tβ) ，αp相消逝 ，由于β晶粒晶界移动的阻碍消逝 ，β晶粒急剧长大 ，平均直径可达300μm左右 ，如图5(d)所示。
由此可见 ，固溶温度对TC21合金的显微组织影响显著。在(α+β)双相区固溶时 ，αp相的尺寸、形态与漫衍将直接影响着β晶粒的尺寸。钛合金的。αp相和β晶粒尺寸对合金的力学性能起着至关主要的作用。为了阻止β晶粒的快速长大 ，TC21合金的固溶温度应选择在Tβ以下为佳 ，这样可以获得晶粒尺寸较量合适 ，并且由初生相和次生相混淆的双态组织。
2.固溶时间对TC21合金显微组织的影响
图6为TCIZ合金固溶处置惩罚4h空冷后的显微组织。由图6与图5(a)和(b)可知 ，随着固溶时间的增添 ，TC21合金中ap相的体积分数以及漫衍纪律并没有爆发显著的转变。由此可见 ，当固溶处置惩罚抵达一准时间之后 ，TC21合金的显微组织对固溶处置惩罚时间不敏感 ，只是固溶处置惩罚温度对合金的固溶组织起着决议性的作用。
3.冷却方法对TC21合金显微组织的影响
图7为冷却方法对TC21合金显微组织的影响。由图7可知 ，冷却方法对TC21合金固溶处置惩罚后的显微组织影响显着 ，在WQ和OQ条件下 ，由于冷却速率较快 ，只有亚稳β形成而没有βT形成 ，而在AC条件下 ，有一定量的βT形成；在WQ和OQ条件下获得的αp相尺寸比AC条件下获得的αp相稍小一些。此种差别是由于AC的冷却速率较慢 ，合金中的αp相在冷却历程中可以较充分的长大（造成AC条件下合金中αp相含量增添并且群集长大）。高温下的β相在较慢的冷却历程中也可以获得较充分的转变而形成βT。
4.时效温度对TC21合金组织的影响
图8为TC21合金在500℃和600℃时效的组织照片。由图8可知 ，合金时效后的组织组成为αp相+βT相。随时效的举行 ，次生α相爆发长大合并;随着时效温度的升高 ，次生的α相逐渐增多。如图8(a)、(b)和(c)所示 ，在500℃时效 ，由于时效温度偏低 ，固溶处置惩罚获得的亚稳β在时效历程中缺乏剖析的驱动力 ，形成的次生相较量少。
5.时效时间对TC21合金组织的影响
图9为TC12合金在550℃时效差别时间的组织照片。由图9可知 ，随时效时间的延伸 ，βT一直增多 ，而αp相的尺寸未见显着的转变 ，只是泛起了合并长大征象 ，尺寸较大的次生条状α相也泛起了合并长大征象。
6.热处置惩罚对典范钛合金显微组织的影响
通过控制TC12合金和Ti60合金的热处置惩罚工艺条件 ，获得了 LM组织(lamellar microstructure ，LM)和双态组织(bimodal microstructure ，BM)两大类 ，如图10所示。
由图10(d)和(e)可知 ，Ti600合金固溶温度选择在Tb(l010℃)以上和以下划分可以获得LM组织和BM组织。LM组织的片层厚度为2~3μm；BM组织中αp相的体积分数约为20% ，其平均直径约为15μm。
图10(f)为BM组织Ti600合金在600℃热袒露(thermal exposure , TE) 100h后的显微组织。仅从图10(e)和(f)所示的显微组织并不可区分出BM组织和BM +TE组织的差别。高温钛合金在恒久时效或热袒露的历程中 ，其富含Al的αp相中容易析出α2 (Ti3Al)相。通过透射电镜视察可知 ，α2相在热袒露后BM组织Ti600合金的αp相中被发明 ，如图11所示。
泉源：材易通
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