TA2 T***钛合金的相变及热处理

TA2  T***钛合金的相变及热处理

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在一 个温度范围内转变完成。

        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***。 

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***。（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。）

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

β相在缓冷时的转变：

合金加热到β相区后缓冷：

    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，稳定β的组元浓度连续***。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***。

    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***称并列式魏氏结构。

    冷却速度较快时，α相同时在晶界、β晶粒内部***生核，这样α群体数目增多，***细化，这种由多种取向的片状α相构成的***称作网状魏氏结构。

加热到α+β两相区缓冷：

        与上述转变主要差别是：

①原α相（初生α，与析出的次生α相区别）在冷却时不发生转变。

②随冷却速度减慢，次生α相由晶内形核长大逐步变为在初生α相和β相界面处成核长大，并与初生α连成一体；β相呈网络状，这些网络状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***细密。

        α+β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相一边的层较完整，外观光滑，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***大值。界面相是在连续冷却时β向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。

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***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***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，表面无浮凸效应。

Ms和Mf：马氏体转变开始温度和终了温度。

Ms和Mf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淬火，β相浓度大于Ck，故淬火时不发生马氏体转变。

超过tk΄淬火，β相浓度低于Ck΄故马氏体转变得以全部完成。

x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***。

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***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***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，适用于塑性成形。

    不同成分合金从β相区淬火，可得到六种***：

            α΄；α΄΄；α΄΄+βm；α+β(ω)，β(ω)及βm。

⑵同一成分合金，从不同温度淬火时***变化规律：

    钛合金在(α+β)两相区不同温度淬火，所发生***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***中还包含部分不发生转变的初生α相。    

＜tk： 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***为α初+βm。

tk～tk΄：淬火发生部分马氏体转变，相应***为α初+α΄΄+βm。

＞tk΄：淬火，发生β→α΄转变，***终***为α初+α΄。

    同一成分合金经不同温度淬火可得到下列***：