钛及钛合金

null第3章 钛及钛合金第3章 钛及钛合金3.1 概述 3.2 纯钛 3.3 钛合金 3.4 钛合金的应用null3.1 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了钛。1795年，德国化学家克拉普罗特在 分析 定性数据统计分析pdf销售业绩分析模板建筑结构震害分析销售进度分析表京东商城竞争战略分析 匈牙利产的金红石时也发现了这种元素。格雷戈尔和克拉普罗特当时所发现的钛是粉末状的二氧化钛，而不是金属钛。到1910年美国化学家亨特第一次制得纯度达99.9%的金属钛。 钛在地壳中的丰度占第七位，0.42%，金属占第四位（铝、铁、镁、钛）。 以钛铁矿或金红石为原料生产出高纯度四氯化钛，再用镁作为还原剂将四氯化钛中的钛还原出来，由于还原后得到钛类似海绵状所以称为海绵钛，最后以海绵钛为原料生产出钛材和钛粉。 1947年才开始冶炼，当年产量只有2吨。 1955年产量2万吨。 1975年产量7万吨。 2006年产量14万吨 钛的硬度与钢铁差不多，而它的重量几乎只有同体积钢铁的一半，钛虽然比铝重，它的硬度却比铝大2倍。在宇宙火箭和导弹中，已大量用钛代替钢铁。极细的钛粉，还是火箭的好燃料，所以钛被誉为宇宙金属，空间金属。null⑴密度小，比强度高：钛密度为4.51g/cm3，约为钢或镍合金的一半。比强度高于铝合金及高合金钢。 ⑵导热系数小：钛的导热系数小，是低碳钢的五分之一，铜的二十五分之一。 ⑶无磁性，无毒：钛是无磁性金属，在很大的磁场中不被磁化，无毒且与人体组织及血液有很好的相容性。 ⑷抗阻尼性能强：钛受到机械振动及电振动后，与钢、铜相比，其自身振动衰减时间最长。 ⑸耐热性佳：因熔点高，使得钛被列为耐高温金属。 ⑹耐低温：可在低温下保持良好的韧性及塑性，是低温容器的理想材料。 ⑺吸气性能高：钛的化学性质非常活泼，在高温下容易与碳、氢、氮及氧发生反应。 ⑻耐蚀性佳：在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。3.2 纯钛null3.2 纯钛物理性能： 属ⅣB族元素，原子序数为22，原子量为47.9。 有两种同素异晶体，其转变温度为882.5℃。 低于882.5℃，为密排六方α-Ti： 点阵常数(20℃)为： a＝0.295111 nm，c＝0.468433nm，c／a=1.5873 882.5℃～熔点，为体心立方β-Ti：点阵常数在25℃时， a=0.3282nm；900 ℃时a=0.33065nm。 密度为4.5。钛的弹性模量低，只有铁的一半。 熔点1668℃，导电性较差（仅为铜的3.1%），导热系数（铁的六分之一）和线胀系数（与玻璃的相近）均较低。 钛无磁性，在强磁场下也不会磁化，用钛制人造骨和关节植入人体内不会受雷雨天气的影响。 钛阻尼性低，适宜做共振材料。 当温度低于0.49K时，钛呈现超导特性，经过适当合金化，超导温度可提高到9～10K。 nullnull化学性质： 室温下钛比较稳定，高温下很活泼，熔化态能与绝大多数坩埚或造型材料发生作用。 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。 钛在氮气中加热即能发生燃烧，钛尘在空气中有爆炸危险，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，在500℃以上吸气能力尤为强烈，故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。 3.2 纯钛null耐蚀性能： 钛的 标准 excel标准偏差excel标准偏差函数exl标准差函数国标检验抽样标准表免费下载红头文件格式标准下载 电极电位很低(E=－1.63V)，但钛的致钝电位亦低，故钛容易钝化。 常温下钛表面极易形成由氧化物和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。 在大气、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，其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 路基工程安全技术交底工程项目施工成本控制工程量增项单年度零星工程技术标正投影法基本原理 理想的材料。 钛与生物体有很好相容性，而且无毒，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。 钛在550℃以下能与氧形成致密的氧化膜，具有良好的保护作用。在538℃以下，钛的氧化符合抛物线规律。但在800℃以上，氧化膜会分解，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。 3.2 纯钛null力学性能： 纯钛性能和纯铁相似，塑性好，延伸率可达50～60%，断面收缩率可达70～80%，强度不太高（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，塑性陡降。 常温下钛为密排六方结构，与其他六方结构的金属(镉、锌、镁)相比，钛的塑性要高得多。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，则有利于全位错分解为不全位错，以促进滑移的继续进行；钛的层错能比基面小，原来在基面上进行滑移的位错容易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。3.2 纯钛null 纯钛的强度随温度的升高而降低，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，而伸长率却连续下降；500℃以上，ψ和δ随温度提高而增加，接近转变温度时，出现超塑性(δ>100％)。 纯钛有很好的低温塑性，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0.6～0.80σb，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。 3.2 纯钛null 钛可进行锻造、轧制、挤压、冲压等各种压力加工，原则上加热钢材所采用的设备都可以用于钛材加热，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(σ0.2／σb)较高，一般在0.70～0.95之间，变形抗力大，而钛的弹性模量相对较低，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差不多。为防止焊接时的污染，须采用钨极氩气保护焊。 钛的切削加工比较困难，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，温度升高容易粘附刀具，造成粘结磨损。在切削加工时，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3.2 纯钛null杂质元素对钛性能的影响 杂质元素主要有氧、氮、碳、氢、铁和硅。 前四种属间隙型元素，后二种属置换型元素，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=O％+2N％十0.67％。 氧当量和硬度的关系为： HV=65+310· O0.5当。 3.2 纯钛null 氢对纯钛及钛合金性能的影响就是引起氢脆。 氢在β-Ti中的溶解度比α-Ti中大得多，且在α-Ti中的溶解度随温度降低而急剧减少，当冷却到室温时，会析出脆性的氢化物TiH2，使合金变脆，称为氢化物氢脆。 含氢的α-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。当应力去除并静止一段时间，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。用真空退火去氢。3.2 纯钛null 氢可增加高温形变时塑性，即提高热塑性或超塑性。生产上暂时将氢渗入合金中，然后高温变形，再通过真空退火去氢。增塑的原因是氢降低形变激活能，即降低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比较均匀，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α+ β／β相变温度，扩大α相区，属α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，目前在工业钛合金中氢、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。 3.2 纯钛null纯钛组织基本形态： 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。 3.2 纯钛null工业纯钛的牌号、性能及用途 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。随着序号增大，钛的纯度降低，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。 3.2 纯钛null3.2 纯钛null按组织类型分： α（用TA表示）：全α、近α和α+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 β（用TB表示）：热力学稳定型β合金、亚稳定β型合金和近β型合金 α＋β（用TC表示）：以Ti-Al为基再加适量β稳定元素 TA4 Ti-3Al                                        TA7 Ti-5Al-2.5Sn  TA8 Ti-5Al-2.5Sn-3Cu-1.5Zr            TC1 Ti-2Al-1.5Mn   TC3 Ti-4Al-4V                                     TC4 Ti-6Al-4V                                     TC6 Ti-6Al-1.5Cr-2.5Mo-0.5Fe-0.3Si   TB2 Ti-5Mo-5V-3Cr-3Al    3.3 钛合金－分类、牌号nullnullnull3.3 钛合金－合金化与α和β均形成连续固溶体相图： 锆、铪与钛同族，有相同晶体结构和同素异晶转变，与α-Ti及β-Ti形成连续固溶体。 null与β-Ti无限互溶，与α-Ti有限溶解的相图： 钒、铌、钽、钼 都为体心立方结构，与β-Ti同晶，称为β同晶元素。降低相变点，稳定β相。 组元达到一定浓度值后，高温β相可稳定到室温，对应这一浓度值称为临界浓度Ck。Ck反映合金元素稳定β相能力大小，其值越小稳定β相能力就越大。稳定β相能力按钼、钒、钽、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β相，并保持良好的塑性。3.3 钛合金－合金化null3.3 钛合金－合金化与α、β钛均有限溶解，并具有共析转变的相图: Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Si、Bi、W、H 在β-Ti中溶解度比在α-Ti中大，降低(α+β) /β相变温度，其稳定β相的能力比β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(θ)等化合物，含有这类元素的合金从β相区冷到共析温度时，β相发生共析分解，这类元素称为β共析元素。 铬、钨能与β-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β共析元素。Ti-Cr系共析转变产物为α+TiCr2。Ti-W系为α+β2(β2为富钨固溶体)，不存在金属化合物。 锰、铁、铬共析转变速度极慢，热处理条件下难以进行，称为非活性共析元素(慢共析元素)；硅、铜、镍、银、氢等共析转变极快，淬火也不能抑制其转变，故称为活性共析元素(快共析元素)。null 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α相区，称为α稳定元素。 这类元素为强化α相的主要元素，其中铝和锡应用较多。3.3 钛合金－合金化与α和β钛均有限溶解，并有包析反应的相图：铝、镓、锆、锡、硼、碳、氮、氧null3.3 钛合金－合金化合金元素α稳定元素β稳定元素中性元素间隙元素置换元素间隙元素置换元素置换元素C、N、OAl、GaZr、Sn、Hf、Ge、Ce、La、MgHβ同晶元素β共析元素V、Nb、Mo、Ta慢速分解快速分解Cr、Mn、Fe、CoSi、Cu、Ag、Ni、Y、W、Bnull 各类合金元素对钛合金常规力学性能的影响： α稳定元素：铝、锆和锡的固溶强化效果以铝的最大，锆、锡次之。锆、锡一般不单独加入，而是与其它元素复合加入。 β同晶元素：合金元素浓度超过α相极限溶解度时，将进入α+β相区，此时合金元素优先溶于β相，因而β相具有更高的强度和硬度，这样合金平均强度将随组织中β相所占比例增加而提高，大约至α相和β相各占50％时强度达到峰值。再增加β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β稳定元素：对合金性能的影晌规律和β同晶型元素相似，特别是非活性共析元素锰、铬、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α+β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。 3.3 钛合金－合金元素对性能的影响null 合金的高温力学性能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及成分的关系为： ⑴单相固溶体浓度范围内，耐热性随浓度的增加而提高，当组织中出现第二相时则有所下降，因复相(α+β)组织在加热过程中将发生α→β转变，使相界附近的原子扩散，且原子在具有体心立方结构的β相扩散比α相更快，耐热性下降。所以，耐热合金以单相组织为宜，常用α型或近α型钛合金作为高温材料。 ⑵提高钛合金固态相变温度的合金元素，可改善耐热性。这是由于在接近相变温度时，组织稳定性下降，原子活性增加，故使金属软化。因此，耐热合金在成分上应以α稳定元素(如铝)和中性元素(锡、锆)为主，至于β稳定化元素一般效果较差，只有那些能强烈提高钛原子键合能力的钼、钨及共析转变温度较高的硅、铜等元素，在适当浓度范围内可有效地增加合金的热强性。 ⑶某些金属间化合物，如Ti-Al系中的Ti3Al(α2相) 、TiAl(γ相)具有很高的耐热性，有望成为新型耐热合金。 ⑷共析转变温度低的合金，如Ti-Mn、Ti-Fe合金，在高温下很快软化，故耐热性差。 3.3 钛合金－合金元素对性能的影响null 钛合金中常用的合金元素有铝、锡、锆、钒、钼、铬、铁、硅、铜、稀土，其中工业上应用最广泛的元素是铝。 α稳定元素： 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。 根据钛－铝相图，铝在钛中的极限溶解度为7.5％，超过此值，出现有序相Ti3Al(α2相)，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℃。铝增加固溶体中原子间结合力，从而提高合金的热强性。在可热处理β合金中，加入3％左右铝，可防止由亚稳定β相分解产生的ω相而引起的脆性。铝还提高氢在α-Ti中的溶解度，减少由氢化物引起氢脆的敏感性。3.3 钛合金－常用合金元素的作用null 锡和锆是常用的中性元素，它们在α-Ti和β-Ti中均有较大的溶解度，常和其他元素同时加入，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，当锡超过一定浓度时也会形成有序相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。 3.3 钛合金－常用合金元素的作用只要铝当量低于8～9％，就不会出现α2相。null 钒和钼：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；但单独加钒，合金耐热性不高，其蠕变抗力只能维持到400℃，为了提高蠕变抗力，加钼的效果比钒高，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型钛合金的主要添加剂。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β同晶型元素，特别是铝时，有抑制共析反应的作用。 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。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。3.3 钛合金－常用合金元素的作用null 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。3.3 钛合金－常用合金元素的作用 小结 学校三防设施建设情况幼儿园教研工作小结高血压知识讲座小结防范电信网络诈骗宣传幼儿园师德小结 ：合金元素的作用： ⑴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。 ⑵稳定α相或β相：合金元素提高或降低相变点。 ⑶增强热处理强化：添加β稳定元素，增加合金淬透性。 ⑷铝、锡有防止ω相形成作用，稀土可抑制α2相析出，β同晶元素有阻制β相共析分解的作用。 ⑸改善合金的耐热性：加铝、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。null 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转变在一 个温度范围内完成。 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。）3.3 钛合金－相变及热处理null3.3 钛合金－相变及热处理β相在冷却时的转变： 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+TixMy ： β→α΄或α΄΄ ： 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 ： ω：亚稳定六方晶格 β相在慢冷时的转变 β相在快冷时的转变nullβ相在慢冷时的转变： 合金加热到β相区后缓冷：将从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，β稳定化组元浓度连续增高。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相不仅可在晶界上生核，同时在β晶粒内部可独立生核，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。3.3 钛合金－相变及热处理nullnull3.3 钛合金－相变及热处理 加热到α+β两相区慢冷：与上述转变主要差别是：①原来存在的α相在冷却过程中不发生转变，为了与析出的次生α相区别，称为初生α。②随着冷却速度减慢，次生α相由晶内成核逐步变为在初生α相和β相界面处成核长大，并与初生连成一体，而β相呈网络状(晶间β)，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，故转变组织更为细密。 某些两相钛合金从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相一边的层比较完整，且外观较光滑，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→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。nullMs和Mf分别表示马氏体转变开始温度和终了温度，这两个温度随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温度淬火，β相浓度大于Ck，故淬火时不发生马氏体转变。而淬火温度超过tk΄后，β相浓度低于Ck΄故马氏体转变得以全部完成。C1～Ck΄Ck΄～C2C2～CkCk～C3null3.3 钛合金－相变及热处理β相在快冷时的转变 ⑴不同成分钛合金从β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。 若β稳定元素含量高时，β转变为α΄΄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。 ω转变与马氏体转变的异同点： 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：形核率高，形核容易，长大困难，尺寸细小弥散，表面没有浮凸效应。nullx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：β相区淬火得到斜方马氏体α΄΄。 Ck΄～C2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：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：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C3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。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，适用于拉伸成形。 不同成分合金从β相区淬火，可得到六种组织： α΄；α΄΄；α΄΄+βm；α+β(ω)，β(ω)及βm。3.3 钛合金－相变及热处理null3.3 钛合金－相变及热处理⑵同一成分合金，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温度以下： (如tp温度) x成分合金淬火，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+βm。 tk～tk΄之间：(如tq温度)淬火，对应的β相浓度在Ck΄～C2之间，淬火发生部分马氏体转变，相应组织为α初+α΄΄+βm。 tk΄以上：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 α΄，α初+α΄；α初+α΄΄；α初+α΄΄+βm；α初+α΄΄+β(ω)及α初+ βm 。null3.3 钛合金－相变及热处理⑶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，即板条马氏体和针状马氏体。纯钛和低浓度合金属于前者；浓度较高的合金属于后者。 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α΄，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α΄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α΄΄，其形态与针状α ΄类似，因Ms温度低，形成马氏体针更为细小，α΄΄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，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，所以强化作用小。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。 null3.3 钛合金－相变及热处理⑷ω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ω／β界面的错配度。 当错配度大于0.5％时，ω相常呈立方体形，尺寸较小，稳定性较低；当错配度小于0.5％时，ω相则呈椭球形，尺寸较大，稳定性较高。 淬火ω相近似呈等轴状，时效ω相呈椭球形或立方体形。 ω相是一种硬而脆的相(HB≈500，δ≈0)。ω相强烈提高合金的硬度和弹性模量，降低塑性（由ω相引起塑性急剧降低的现象，称ω脆性）。产生脆化的原因与位错不能在其中移动有关。 为防止ω相形成，应控制淬火、时效工艺，避免在低温时效；加铝、锆、锡等能抑制ω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。null3.3 钛合金－相变及热处理时效过程中亚稳定相的分解 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。 不同亚稳相的分解过程不同，同一种亚稳相因合金成分和时效 规范 编程规范下载gsp规范下载钢格栅规范下载警徽规范下载建设厅规范下载 不同分解过程亦不同，但最终分解产物为平衡组织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。下面对各亚稳定相分解分别予以讨论。null六方马氏体α΄的分解： α΄相有三种分解方式 α΄→β+α ⑴ α΄→过渡相→α+ TixMy ⑵ α΄→β→β+TixMy ⑶ β同晶元素：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。 快共析元素：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。 慢共析元素：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。3.3 钛合金－相变及热处理null斜方马氏体α΄΄的分解： 根据钛合金Ms点高低，α΄΄相可出现两种不同分解方式； α΄΄→β+α ⑷ α΄΄→β→β相再分解 ⑸ 合金Ms点明显高于室温时，α΄΄按⑷分解。首先在α΄΄相中以均匀成核方式形成α相，随后α相不断长大，最后可能在原β晶界处进行胞状反应，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。3.3 钛合金－相变及热处理null亚稳定βm相的分解： 依据合金成分及时效规范，βm可按以下三种方式分解 βm→α+β ⑹ βm→α+ω（α）→ β+ω（α）+α→β+α ⑺ βm→β+β΄→β+β΄+α→β+α ⑻ 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⑹ 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⑺分解，经中间过渡ω（α）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ω（α） 时，则按⑻ 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+β。3.3 钛合金－相变及热处理null 时效形成的ω相(以ω（α）表示)结构和性能与淬火形成的ω相似，但时效中β→ ω（α） 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： 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)。null3.3 钛合金－相变及热处理钛合佥的热处理：退火、淬火时效、化学热处理 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：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。退火温度低于再结晶温度，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会金性能恶化。null α型和低浓度α+β型合金：退火温度为650～800℃，冷却方式采用空冷。合金化程度较高的α+β型合金，应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β型合金的退火温度应在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：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α+β型合金：采用等温退火，这是因为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：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。3.3 钛合金－相变及热处理null3.3 钛合金－相变及热处理 ⑴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β＋α，再经时效，β相分解为弥散相使合金强化。淬火时效（强化热处理）null⑵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：在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：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：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。3.3 钛合金－相变及热处理淬火时效（强化热处理）null3.3 钛合金－相变及热处理化学热处理 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。 null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。 3.3 钛合金－相变及热处理null1 结构钛合金 强度较高，长期使用温度在400℃以下 TA7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： ⑴具有中等强度和较高的耐热性，可在400℃下长期工作。 ⑵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。 ⑶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。 3.3 钛合金－几种典型钛合金nullTC4(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α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％。 3.3 钛合金－几种典型钛合金null⑵组织与性能特点 TC4合金平衡组织由α相、β相组成，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℃。3.3 钛合金－几种典型钛合金null⑶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 h。 ⑷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，工作可靠，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。3.3 钛合金－几种典型钛合金nullTB2(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。3.3 钛合金－几种典型钛合金nullTB5（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。3.3 钛合金－几种典型钛合金nullTB6（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 。 3.3 钛合金－几种典型钛合金null 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％。 3.3 钛合金－几种典型钛合金null4 钛合金的应用null纯钛主要用于 350℃以下工作、强度要求不高的零件，如石油化工用热交换器、反应器，海水净化装置及舰船零部件。4 钛合金的应用nullnull 常用牌号有TA5、TA7等：主要用于制造500℃以下工作的零件，如飞机压气机叶片、导弹的燃料罐、超音速飞机的蜗轮机匣及飞船上的高压低温容器等。4 钛合金的应用null型钛合金：TB2、TB3、TB4 这类合金强度高，但冶炼工艺复杂，难于焊接,应用受到限制。主要用于350℃以下工作的结构件和紧固件,如飞机压气机叶片、轴、弹簧、轮盘等。4 钛合金的应用null4 钛合金的应用null+型钛合金可进行热处理强化，强度高，塑性好，具有良好的热强性、耐蚀性和低温韧性。 +型钛合金主要用于制造400℃以下工作的飞机压气机叶片、火箭发动机外壳、火箭和导弹的液氢燃料箱部件及舰船耐压壳体等. 4 钛合金的应用null4 钛合金的应用null 4 钛合金的应用null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