钛合金及其热解决工艺简述宝鸡钛业股份有限公司：杨新林摘要：本文对钛及其合金基本信息进行了简要简介，对钛几类固溶体划分进行了简述，对钛合金固态相变也进行了概述。

重点概述了钛合金热解决类型及工艺，为之后生产实习中对钛合金热解决工艺结识提供指引。

核心词：钛合金，热解决1 引言钛在地壳中蕴藏量位于构造金属第四位,但其应用远比铜、铁、锡等金属滞后。

钛合金中溶解少量氧、氮、碳、氢等杂质元素,使其产生脆性,从而妨碍了初期人们对钛合金开发和运用。

直至二十世纪四五十年代,随着英、美及苏联等国钛合金熔炼技术改进和提高,钛合金应用才逐渐开展[5]。

纯钛熔点为1668℃,高于铁熔点。

钛在固态下具备同素异构转变,在882.5℃以上为体心立方晶格β相,在882.5℃如下为密排六方晶格α相。

钛合金依照其退火后室温组织类型进行分类,退火组织为α相钛合金记为TAX,也称为α型钛合金；退火组织为β相钛合金记为TBX,也称为β型钛合金；退火组织为α+β两相钛合金记为TCX,也称为α+β型钛合金,其中“X”为顺序号。

国内当前钛合金牌号已超过50个,其中TA型26个,TB型8个以上,TC型15个以上[5]。

钛合金具备如下特点：（1）与其她合金相比,钛合金屈强比很高,屈服强度与抗拉强度极为接近；（2）钛合金密度为4g/cm3,大概为钢一半,因而,它具备较高比强度；（3）钛合金耐腐蚀性能优良,在海水中其耐蚀性甚至比不锈钢还要好；（4）钛合金导热系数小,摩擦系数大,因而机械加工性不好；（5）在焊接时,钛合金焊缝金属和高热影响区容易被氧、氢、碳、氮等元素污染,使接头性能变坏。

在熔炼和各种加工过程完毕之后,为了消除材料中加工应力，达到使用规定性能水平，稳定零件尺寸以及去除热加工或化学解决过程中增长有害元素(例如氢)等,往往要通过热解决工艺来实现。

钛合金热解决工艺大体可分为退火、固溶解决和时效解决三个类型。

由于钛合金高化学活性,钛合金最后热解决普通在真空条件下进行。

热解决是调节钛合金强度重要手段之一。

2 钛合金合金化特点钛合金性能由Ti同合金元素间物理化学反映特点来决定，即由形成固溶体和化合物特性以及对α⇔β转变影响等来决定。

而这些影响又与合金元素原子尺寸、电化学性质（在周期表中相对位置）、晶格类型和电子浓度等关于。

但作为Ti合金与其他有色金属如Al、Cu、Ni 等比较，尚有其独有特点，如：（1）运用Tiα⇔β转变，通过合金化和热解决可以随意得到α、α+β和β相组织；（2）Ti是过渡族元素，有未填满d电子层，能同原子直径差位于±20％以内置换式元素形成高浓度固溶体；（3）Ti及其合金在远远低于熔点温度中能同O、N、H、C等间隙式杂质发生反映，使性能发生强烈变化；（4）Ti同其他元素能形成金属键、共价键和离子键固溶体和化合物。

Ti合金合金化重要目是运用合金元素对α或β相稳定作用，来控制α和β相构成和性能。

各种合金元素稳定作用又与元素电子浓度（价电子数与原子比值）有密切关系，普通来说，电子浓度不大于4元素能稳定α相，电子浓度不不大于4元素能稳定β相，电子浓度等于4元素，既能稳定α相，也能稳定β相。

工业用Ti合金重要合金元素有Al、Sn、Zr、V、Mo、Mn、Fe、Cr、Cu和Si等，按其对转变温度影响和在α或β相中固溶度可以分为三大类：α稳定元素、β稳定元素、中性元素[6,7]。

α稳定元素能提高相变点，在α相中大量溶解和扩大α相区。

例如铝、镓、硼、碳、氧、氮等。

这其中,铝在配制合金中得到了广泛应用。

铝固溶强化效果最明显,还可提高合金高温强度,提高α+β型合金时效能力,改进合金抗氧化性,减小合金密度,提高弹性模量。

β稳定元素能减少相变温度，在β相中大量溶解和扩大β相区。

其中铝、钒、铌、钽、钨等属于β同晶型,在β钛中可以无限固溶,而铁、锰、钴、镍、铜、硅等,在β钛中只形成有限固溶体,在含量相似时,它们固溶强化效果不不大于同晶型β稳定元素固溶强化效果。

就氧而言,Ti-6Al-4V(TC4)依照碳、氧、氮、氢等元素含量不同有工业级(含氧0.16%~0.20%wt)和ELI级(超低间隙,含氧0.1%~0.13%wt)。

由于氧元素为α稳定元素,使得合金β转变温度发生变化,对工业级而言,为1010~1020℃,对ELI级为970~980℃[8]。

中性元素在实用含量范畴内,对p相向a相似素异晶转变温度影响不大，在α和β相中均能大量溶解或完全互溶。

中性元素重要有锡、锆、铪。

α稳定型二元相图、β稳定型二元相图及β共析型二元相图分别如图1~图3。

3 钛合金固态相变纯Tiβ→α转变，是体心立方晶格向密排六方晶格转变，完全符合Burgers 取向关系：(110)β//(0001)α，[111]β//[1120 ]α；惯习面是(331)β，或(8811)α、(8912)α。

但Ti合金因合金系、浓度和热解决条件不同，还会浮现一系列复杂相变过程。

这些相变可归纳为两大类，即淬火相变：β→α′，α′′，ωq ,βγ和回火相变:(α′,α′′，β) →β+ωq+α→β+αγ3.1 马氏体转变β稳定型Ti合金自β相区淬火，会发生无扩散马氏体转变，生成过饱和α′固溶体。

如果合金浓度高，马氏体转变点Ms减少到室温如下，β相将被冻结到室温。

这种β相称“残留β相”或“过冷β相”，用β表达。

值得阐明是，当合金γβ相稳定元素含量少，转变阻力小，β相可由体心立方晶格直接转变为密排六方晶格，这种马氏体称“六方马氏体”，用“α”表达。

如果β稳定元素含量高，转变阻力大，不能直接转变成六方晶格，只能转变为斜方晶格，这种马氏体称“斜方马氏体”，用α′′表达（图4）。

六方马氏体有两种惯习面。

以{334}β面为惯习面马氏体（浓度低，Ms 高），称{334}型六方马氏体，取向关系为(0001)α′//{110}β，（1120）α′// 〈111〉β；以{334}β面为惯习面马氏体称{334}型六方马氏体（浓度高，Ms 点低），取向关系仍为(0001)α′//{110}β，〈1120〉α′//〈111〉β。

斜方马氏体惯习面为{133}β，取向关系为(001)α′//{110}β，〈110〉α′′//〈111〉β。

Ti 合金马氏体转变如图4所示，与β相浓度和转变温度有密闭关系。

由图可知，马氏体转变温度Ms 是随合金元素含量增长而减少，当合金浓度增长到临界浓度Ck，Ms点即减少到室温，β相即不再发生马氏体转变。

同样，成分已定合金，随着淬火温度减少，β相浓度将沿β(β+α)转变曲线升高（浓度沿曲线向右方移动），当淬火温度减少到一定温度，β相浓度升高到Ck时，淬火到室温β相也不发生马氏体转变，这一温度称“临界淬火温度”，可用Tc表达。

Ck 和Tc在讨论Ti合金热解决和组织变化时，是非常重要两个参数。

马氏体形态与合金浓度和Ms高低关于。

六方马氏体有两种形态，合金元素含量低（图4），马氏体转变温度Ms高时，形成板条状马氏体。

这种六方马氏体有大量位错，但基本上没有孪晶，是单晶马氏体。

反之，合金元素含量高，Ms 点减少，形成针状或锯齿形马氏体。

这种六方马氏体有高位错密度和层错，尚有大量{1011}c′孪晶，是孪晶马氏体。

斜方马氏体α′′，由于合金元素含量更高，Ms点更低，马氏体针更细，可以看到更密集孪晶。

但应指出，Ti合金马氏体是置换型过饱和固溶体，与钢间隙式马氏体不同，强度和硬度只比α相略高些，强化作用不明显。

当浮现斜方马氏体时，强度和硬度特别是屈服强度反而略有减少。

Ti合金浓度超过临界浓度Ck（图4），但又不太多时，淬火后会形成亚稳定过冷βγ相。

这种不稳定βγ相，在应力（或应变）作用下能转变为马氏体。

这种马氏体称“应力感生马氏体”，屈服强度很低，但有高应变硬化率和塑性，有助于均匀拉伸成型操作。

3.2ω相形成β稳定型Ti合金成分位于临界浓度ck 附近时，如Blackburn阐明图所示（图4），淬火时除了形成α′或βγ外，还能形成淬火ω相，用ωq表达。

ωq是六方晶格，a=0.4607nm，c=0.2821nm，c/a=0.613，与β相共生，并有共格关系。

β→ωq是无扩散转变，无论如何快冷也不能被制止，与β相取向关系：[0001]β//[111]ω，(1120)ω//(110)β。

ω相形状与合金元素原子半径关于，原子半径与Ti相差较小合金，ω相是椭圆形，半径相差较大时是立方体形。

β相浓度远远超过临界浓度（Ck）合金，淬火时不浮现ω相，但在200~500℃回火，βγ可以转变为ω相。

这种ω相称回火ω相或时效ω相，用ωq表达。

ωq 相形接是无扩散过程，但长大要靠原子扩散，是β→α转变过渡相。

由500℃如下回火形成ωq相，是由于不稳定过冷βγ相在回火过程中发生了溶质原子偏聚，形成溶质原子富集区和贫化区，当贫化区浓度接近Ck时即转变为ωq。

ω相硬并且脆（HB=500,δ=0），虽能明显提高强度、硬度和弹性模量，但塑性急剧减少。

当ω相体积分数Fv＞80％，合金即完全失去了塑性；如果Fv控制在50%左右，合金会有较好强度和塑性配合。

ω相是Ti合金有害组织，在淬火和回火时都要避开它形成区间，但加Al 能抑制ω相形成。

大多数工业用Ti合金都具有Al，故回火ωq相普通很少浮现或体积分数Fv很小。

3.3亚稳定相分解钛合金淬火形成α′、ω和βγ相都是不稳定，回火时即发生分解。

各种相分解过程很复杂，但分解最后产物都是平衡α+β相。

如果合金是β共析型，分解最后产物将是α+TixMy 化合物。

但应阐明，这种共析分解在一定条件下可以得到弥散α+β相，有弥散硬化作用，是Ti合金时效硬化重要因素。

各种亚稳定相分解过程如下。

（1）过冷βγ相分解有两种分解方式：βγ→α+βx →α+βe βγ→ωq + βx →ωq +α+βx →α+βe式中ωq是回火ω相；βx是浓度比βγ高β相,βe浓度β相。

高温回火，可以越过形成ωq过渡阶段，直接按第一种反映式进行；如果回火温度低，则按第二种反映式发生分解：βγ先析出ωa,使βγ相浓度升高到βx，随后ωa再分解出α，使βx浓度升高到βe，最后变成α+βe。

（2）马氏体分解。

马氏体在300~400℃即能发生迅速分解，但在400~500℃回火可获得弥散度高α+β相混合物，使合金弥散强化。

实验研究表白，马氏体要通过许多中间阶段才干分解为平衡α+β或α+ TixMy。

X射线构造分析发现，各种Ti合金马氏体（α′，α′′）有三四种过渡分解阶段。

现举两种典型分解过程如下，第一种：α′′→βs+αd′′→βs +α′→α+β分解过程是先从α′′中析出β s（非平衡成分），使α′′中β稳定元素贫化变成αd′′，然后转变为α′，再转变为α。

另一种典型分解过程为：α′′→α+αc′′→α+ βs →α+β这个分解过程是无从α′′中析出α，使α′′所含β稳定元素富化成αc′′，然后再转变为βs和β相。