宣布时间：2021-12-30点击：4591
一、钛合金的热处理特点
（1）马氏体相变不会使钛合金的性能爆发显著变革。这个特点与钢的马 氏 体相变差别，钛合金的热处理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型钛合金热处理的要领基本上不可有效，即钛合金的热处理主要用于α+β型钛合金。
（2）热处理应该制止形成ω相。形成ω相会使钛合金变脆，正确选择时效工艺(例如，接纳较高的时效温度)即可使ω相剖析。
（3）利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，大大都的钢可以利用奥氏体与珠光体(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现象。
（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。热处理时，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。同时钛合金热处理时容易吸氢，引起氢脆。
（6）β转变点差别大。纵然是同一身分，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，故应严格控制加热的温度和时间，并慎用在β相区加热的热处理。
二、钛合金的热处理类型
钛合金的相变是钛合金热处理的基础，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理才华实现。钛合金的热处理种类较多，常用的有退火处理、时效处理、形变热处理和化学热处理等。
1.退火处理
退火适用于种种钛合金，其主要目的是消除应力，提高合金塑性及稳定组织。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，一般为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）普通退火。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技术条件要求的塑性。退火温度一般与再结晶开始温度相当或略低，此种退火工艺一般冶金产品出厂时使用，所以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，稳定组织和提高塑性。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，如果凌驾了相变温度会形成魏氏组织而使合金的性能恶化。关于种种差别种类的钛合金，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、断裂韧性和稳定组织可接纳双重退火。退火后的合金组织越发均匀和接近平衡状态。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定，常接纳此类退火。双重退火是对合金进行两次加热和空冷。***次高温退火加热温度高于或接近再结晶终了温度，使再结晶充分进行，又不使晶粒明显长大，并控制ap相的体积分数�？绽浜笞橹共环笪榷�，需进行第二次低温退火，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***好的塑性和热稳定性。此种退火适用于β稳定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，立即转入另一较低温度的炉中（一般600~650℃）保温，此后空冷至室温。
2.淬火处理
淬火时效是钛合金热处理强化的主要方法，利用相变爆发强化效果，故又称强化热处理。钛合金热处理的强化效果决定于合金元素的性质、浓度及热处理规范，因为这些因素影响合金淬火所得的亚稳定相的类型、身分、数量和漫衍，以及亚稳定相剖析历程中析出相的实质、结构、弥散水平等，而这些又与合金的身分、热处理工艺规范和原始组织有关。
关于身分一定的合金，时效强化效果取决于所选的热处理工艺。淬火温度越高，时效强化效果越明显，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。冷却方法一般选用水冷或者油冷，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，一般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.形变热处理
形变热处理是将压力加工（锻、轧等）与热处理工艺有效地结合起来，可同时发挥形变强化与热处理强化的作用，获得与简单的强化要领所不可获得的组织与综合性能。常见的形变热处理工艺如图2所示。差别类型的形变热处理凭据变形温度与再结晶温度和相转变温度的关系进行分类，按变形温度分为:
（1）高温形变热处理。加热到再结晶温度以上，变形40%~85%后迅速淬火，再进行通例的时效热处理。
（2）低温形变热处理。在再结晶温度以下进行变形50%左右，随后再进行通例的时效处理。
（3）复合形变热处理。将高温形变热处理和低温形变热处理结合起来的一种工艺。
4.化学热处理
钛合金的摩擦系数较大，耐磨性差(一般比钢约低40%)，在接触外貌上容易爆发黏结，引起摩擦腐化。在氧化介质中钛合金的耐腐化性较强，但在还原介质(盐酸、硫酸等)中的抗腐化性较差。为了改善这些性能，可接纳电镀、喷涂和化学热处理(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，因而明显提高合金的耐磨性，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
在钛合金特别是α+β双相钛合金中，可以视察到各式各样的组织。这些组织在形貌、晶粒尺寸和晶内结构上均各不相同，主要取决于合金身分、变形工艺和热处理历程。一般钛合金的组织有两个基内幕，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”，同一“束集”内有较多的。片相互平行，成同一取向，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况下，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、热稳定性和抗热应力腐化性很差，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晶粒界限在变形历程中被破坏，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，各片丛交错排列，犹如编织网篮状，如图3(b)所示。当合金在β相区加热或开始变形，或者在(α+β)双相区的变形量不敷大时一般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理的加热温度低于β转变温度较少时，一般可获得双态组织。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
其特点是在均匀漫衍的含量凌驾50%的初生α相基体上，漫衍着一定命量的转变β组织，如图3(d)所示。钛合金的变形加工和热处理全部在(α+β)双相区或α相区进行，且加热温度低于β转变温度较多时，一般可获得等轴组织。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定性好，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，目前接纳***广泛。
四、热处理工艺对钛合金显微组织演化的影响
钛合金的热处理工艺如图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相的体积分数减少，当固溶温度高于Tβ后，αp相消失。在940℃固溶处理，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℃固溶处理(>Tβ)，αp相消失，由于β晶粒晶界移动的阻碍消失，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重要的作用。为了制止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比较合适，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合金固溶处理4h空冷后的显微组织。由图6与图5(a)和(b)可知，随着固溶时间的增加，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变革。由此可见，当固溶处理抵达一准时间之后，TC21合金的显微组织对固溶处理时间不敏感，只是固溶处理温度对合金的固溶组织起着决定性的作用。
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合金固溶处理后的显微组织影响明显，在WQ和OQ条件下，由于冷却速度较快，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的冷却速度较慢，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相含量增加并且聚集长大）。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。随时效的进行，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，固溶处理获得的亚稳β在时效历程中缺乏剖析的驱动力，形成的次生相比较少。
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，随时效时间的延长，βT不绝增多，而αp相的尺寸未见明显的变革，只是泛起了合并长大现象，尺寸较大的次生条状α相也泛起了合并长大现象。
6.热处理对典范钛合金显微组织的影响
通过控制TC12合金和Ti60合金的热处理工艺条件，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。
来源：材易通
