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第4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β相变点为882.5℃，对成分十分敏感。在882.5℃发生同素异晶转变：α（密排六方）→β（体心立方），α相与β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-ImagingMicroscopy,OIM）3.α/β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。4.纯钛的β→α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α′。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β相中原子扩散系数大，钛合金的加热温度超过相变点后，β相长大倾向特别大，极易形成粗大晶粒。（3）钛及钛合金在β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。4.2β相在冷却时的转变冷却速度在410℃/s以上时，只发生马氏体转变；冷速在410～20℃/s时,发生块状转变；冷却继续降低，将以扩散型转变为主。1.β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，β相可以转变成马氏体α′或α、ω或过冷β等亚稳定相。（1）马氏体相变①在快速冷却过程中，由于β相析出α相的过程来不及进行，但是β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β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。②如果合金的溶度高，马氏体转变点MS降低至室温一下，β相将被冻结到室温，这种β相称过冷β相或残留β相。③若β相稳定元素含量少，转变阻力小，β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，以α′表示。④若β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α′′表示。⑤马氏体相变是一个切变相变，在转变时，β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α′相，迁移距离较小时形成斜方α′′相。⑥马氏体相变开始温度MS；马氏体相变终了温度Mf。⑦钛合金中加入Al、Sn、Zr将扩大α相区，使β相变点升高；V、Mo、Mn、Fe、Cr、Cu、Si将缩小α相区（扩大β相区），使β相变点降低。⑧β相中原子扩散系数很大，钛合金的加热温度一旦超过β相变点，β相将快速长大成粗晶组织，即β脆性，故钛合金淬火的加热温度一般均低于其β相变点。⑨β相稳定元素含量越高，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。⑩六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。⑪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α′的硬度只略高于α固溶体，对合金的强化作用较小。当合金中出现斜方马氏体α′′时，合金的强度、硬度、特别是屈服强度明显下降。⑫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。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β相之间存在严格取向关系，而且马氏体总是沿着β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）ω相变①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—ω相，ω相尺寸很小，高度弥散、密集，体积分量可达到80%以上。ω相具有六方晶格，与母相共生，并有共格关系。②当合金元素的原子与钛原子半径相差很小时，对ω相形状起作用的是表面能，ω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ω相形状起作用的是界面应变能，ω相呈立方体形。③β→ω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ω相长大要依靠原子扩散。④β稳定元素的浓度超过临界浓度的合金，淬火时不形成ω相,但可以得到亚稳定β相，亚稳定β相在500℃一下回火转变为ω相，称为回火ω相。将回火形成的ω相加热到较高温度，ω相会消失。⑤ω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ω相的体积分数达到80%以上，合金会完全失去塑性；如果ω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。⑥ω相是钛合金的有害组织，加入铝能促进回火时α相形成，降低ω相的稳定性。（3）过冷β亚稳定相当β稳定元素含量较高时，淬火时将保留β结构，称为β′相，即亚稳定β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β′相在随后的时效时可使合金显著强化。β′相在应力作用会发生马氏体转变使合金强化。2.β相在慢冷过程中的转变（1）α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α，同时由晶界α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α组织。（2）若冷却速度不够慢，则在晶粒内部也可形核，并长成α片丛；若冷速极慢，α在晶界形核，向晶内生长，贯穿整个晶粒。3.钛合金的亚稳相图（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β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。4.3β相共析转变及等温转变1.共析转变(1)钛与β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：β→α+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，原子活动能力就越差，共析反应速度越慢。(3)同一合金系中，β稳定元素含量越高的合金，共析反应速度越慢。(4)与α-Ti形成间隙固溶体的元素氧、氮、碳降低β相的稳定性，加快过冷β相的分解过程；与β-Ti形成间隙固溶体的元素氢，阻碍过冷β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，β相直接析出α相。随等温分解温度降低，分解产物越细，α相弥散度越大，合金强度和硬度就越高。(2)在低温区域（450℃）保温时，由于原子扩散比较困难，β相不能直接析出α相而先形成ω过渡相，然后随等温时间的延长再转变为α相。(3)随着加入的β稳定化元素含量的增加，C曲线向右下方移动。(4)若加入α稳定元素（铝、氧、氮）则促使α相形核，加速β相分解，C曲线左移。(5)提高固溶温度将增加过冷β相中的空位浓度，塑性变形则有利于α相在滑移带上析出，加速β相分解，C曲线左移。4.4时效过程中亚稳定相的分解钛合金淬火形成的亚稳相α′、α′′、ω即过冷β相，在热力学上是不稳定的，加热会发生分解，最终的分解产物均为平衡组织α+β（或α+TixMy）。在时效分解过程的一定阶段，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。1.马氏体的分解(1)六方马氏体α′的分解①含β同晶元素的钛合金按α′→β+α方式分解②含活性共析元素的钛合金按α′→过渡相→α+TixMy方式分解③含非活性共析元素的钛合金按α′→β→β+TixMy方式分解(2)斜方马氏体α′′的分解斜方马氏体在300~400℃即发生快速分解，在400~500℃可获得弥散度高的α+β的混合物，使合金弥散强化。斜方马氏体在分解为最终的平衡状态产物α+β（Ti-β同晶型合金）或α+TixMy（Ti-β共析型合金）之前，要经历一系列复杂的中间过渡阶段。2.ω相的分解ω相是β稳定元素在α-Ti中一种过饱和固溶体，分解的最终产物是α+β相。3.亚稳β相的分解（1）当加热温度较低时，亚稳β相将分解为无数极小的溶质原子贫化区与其相邻的溶质原子富集区；随着加热温度升高或加热时间延长，则视β相化学成分不同从溶质原子贫化区中析出ω相或α′相，并最终形成α+β相组织。（2）由于平衡的α相是在β相的溶质原子贫化区的位置上形核析出，而β相的溶质原子贫化区均匀地分布在整个基体上（β贫高度弥散），所以可以利用低温回火细化合金的组织，获得高度弥散的α+β相组织，改善合金的力学性能。（3）合金浓度较低的合金在高温（500℃）时效时，亚稳β相按β亚→α+β分解，从β亚中直接析出α；合金浓度较高的合金在低温（300~400℃）时效时，亚稳β相按β亚→β+ω′→β+ω′+α→α+β分解，经过中间过渡ω相，并逐步转变为平衡组织α+β；对合金浓度高或添加抑制ω形成元素的合金，当过渡ω相不能出现时，合金按β亚→β+β′→β+β′+α→α+β分解，先形成过渡β相，然后再转变为平衡组织α+β。（4）过渡β相的形状是尺寸极小的粒子，具有与亚稳β相相同的晶体结构。（5）时效过程中形成的过渡ω相，其结构和性能与淬火形成的ω相相似，但时效时形成的过渡ω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β→α相变强化。（2）ω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，ω相沉淀硬化是难以接受的。（3）通过不同冷却速度，可以得到不同形态的α相。慢冷时，α由β相中析出，得到片层魏氏组织及沿β相晶界的α相；快冷时，含有较高β稳定元素的合金已得到一种篮网组织；再增加冷却速度，β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α′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α相通过热机械处理，可以得到等轴α相。（5）近α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α相的合金低的多。因此，近α合金通常在β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α相组织。（6）对于α+β钛合金，通过淬火时效得到细晶粒α+β结构，初生α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β相转变产物，则断裂韧性较高。（7）冷加工将促进β相分解和α相析出。2.钛合金热处理特点(1)马氏体相变不引起合金的显著强化。钛合金的热处理强化只能依赖淬火形成的亚稳定相（包括马氏体相）的时效分解。(2)应避免形成ω相。形成ω相会使合金变脆。(3)同素异构转变难于细化晶粒。(4)导热性差，导致钛合金，尤其是α+β合金的淬透性差，淬火热应力大，淬火时零件易翘曲。钛合金变形使局部温度有可能超过β相变点而形成魏氏组织。(5)化学性活泼。热处理时，钛合金易与氧和水蒸气反应，在工件表面形成具有一定深度的富氧层或氧化皮，使合金性能变坏；容易吸氢，引起氢脆。(6)β相变点差异大。(7)在β相区加热时β晶粒长大倾向大。β晶粒粗化可使塑性急剧下降。(8)片层结构的晶粒尺寸随着冷却速度的提高和保温时间的降低，晶粒变细。3.钛合金热处理的种类退火应用于各种钛合金，是α型合金和含少量β相的α+β型钛合金的唯一热处理方式，这两类合金不能进行热处理强化。淬火时效可用于α+β、α+TixMy和亚稳β型钛合金