第4章钛合金得相变及热处理
可以利用钛合金相变诱发得超塑性进行钛合金得固态焊接,接头强度接近基体强度。
4、1 同素异晶转变
1.高纯钛得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相完全符合布拉格得取向关系。
2.扫描电镜得取向成像附件技术(OrientationImaging Microscopy , OIM)
3.α/β界面相就是一种真实存在得相,不稳定,在受热情况下发生明显变化,严重影响合金得力学性能。
4.纯钛得β→α转变得过程容易进行,相变就是以扩散方式完成得,相变阻力与所需要得过冷度均很小。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得性质与数量得不同而不同。
5.钛与钛合金得同素异晶转变具有下列特点:
（1）新相与母相存在严格得取向关系
（2）由于β相中原子扩散系数大,钛合金得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相区加热造成得粗大晶粒,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得形变再结晶消除粗晶组织。
4、2 β相在冷却时得转变
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相在快冷过程中得转变
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相得过程来不及进行,但就是β相得晶体结构,不易为冷却所抑制,仍然发生了改变。这种原始β相得成分未发生变化,但晶体结构发生了变化得过饱与固溶体就是马氏体。
②如果合金得溶度高,马氏体转变点M S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,这种具有六方晶格得过饱与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,这种具有斜方晶格得马氏体称斜方马氏体,以α′′表示。
⑤马氏体相变就是一个切变相变,在转变时,β相中得原子作集体得、有规律得进程迁移,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M S ;马氏体相变终了温度M f 。
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,钛合金得加热温度一旦超过β相变点,β相将快速长大成粗晶组织,即β脆性,故钛合金淬火得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得阻力就越大,因而转变所需得过冷度越大,M S
、M f越低。
⑩六方马氏体有两种组织形态。合金元素含量少时,M S 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,M S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得位错,基本没有孪晶;针状马氏体内有大量得细孪晶。
?钛合金得马氏体不能显著提高合金得强度与硬度。钛合金得马氏体α′得硬度只略高于α固溶体,对合金得强化作用较小。当合金中出现斜方马氏体α′′时,合金得强度、硬度、特别就是屈服强度明显下降。
?钛合金得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,具有马氏体相变得所有特点。动力学特点就是转变无孕育期,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;晶体学特点就是马氏体晶格与母相β相之间存在严格取向关系,而且马氏体总就是沿着β相得一定晶面形成;热力学特点就是马氏体转变得阻力很大,转变时需要较大得过冷度,而且马氏体转变得持续进行只能在越来越低得温度进行。
（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当合金元素得原子与钛原子半径相差很小时,对ω相形状起作用得就是表面能,ω相呈椭圆形;当合金元素得原子与钛原子半径相差较大时,对ω相形状起作用得就是界面应变能,ω相呈立方体形。
③β→ω得转变就是无扩散相变,极快得冷速也不能抑制其进行,晶格构造以无扩散得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稳定元素得浓度超过临界浓度得合金,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。将回火形成得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,显著提高合金得强度、硬度、弹性模量,但使塑性急剧下降。当ω相得体积分数达到80%以上,合金会完全失去塑性;如果ω相得体积分数控制适当(50%左右),合金具有较好得强度与塑性得配合。
⑥ω相就是钛合金得有害组织,加入铝能促进回火时α相形成,降低ω相得稳定性。
（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得淬火,即固溶处理。由固溶处理得到得高强度合金化β′相在随后得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相在慢冷过程中得转变
（1）α相得析出过程就是一个形核与长大得过程,当冷却速度很慢时,由于产生得过冷度很小,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,并互相平行排列得长条状组织,一般称为平直得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.钛合金得亚稳相图
（1）t0C k线为马氏体相变开始线,也称M s线;
（2）t0C1线为马氏体相变终止线,也称M f线。
（3）合金元素含量大于临界浓度C k,但不超过某些成分范围得合金,淬火所得得亚稳态β相,受到应力作用将转变为马氏体,称为应力诱变马氏体。其具有低得屈服强度、高应变硬化速率及均匀伸长,并具有较高得塑性。
4、3 β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)组成得合金系,在一定得成分与温度范围内发生共析反应,即: β → α + Ti x M y
(2)共析转变温度较高得合金系(钛与硅、铜、银等活性元素组成得合金系),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稳定元素含量越高得合金,共析反应速度越慢。
(4)与αTi形成间隙固溶体得元素氧、氮、碳降低β相得稳定性,加快过冷β相得分解过程;与βTi形成间隙固溶体得元素氢,阻碍过冷β得分解。
(5)共析转变产物对合金得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,合金强度与硬度就越高。
(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,然后随等温时间得延长再转变为α相。
(3)随着加入得β稳定化元素含量得增加,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相中得空位浓度,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得分解
钛合金淬火形成得亚稳相α′、α′′、ω即过冷β相,在热力学上就是不稳定得,加热会发生分解,最终得分解产物均为平衡组织α+β(或α+Ti x M y)。在时效分解过程得一定阶段,可以获得弥散得α+β相,使合金产生弥散强化,这就就是钛合金淬火时效强化得基本原理。
1.马氏体得分解
(1)六方马氏体α′得分解
①含β同晶元素得钛合金按α′→β+α 方式分解
②含活性共析元素得钛合金按α′→过渡相→α+Ti x M y 方式分解
③含非活性共析元素得钛合金按α′→β→β+Ti x M y 方式分解
(2)斜方马氏体α′′得分解
斜方马氏体在300 ~ 400℃即发生快速分解,在400 ~ 500℃可获得弥散度高得α+β得混合物,使合金弥散强化。斜方马氏体在分解为最终得平衡状态产物α+β(Tiβ同晶型合金)或α+Ti x M y(Tiβ共析型合金)之前,要经历一系列复杂得中间过渡阶段。
2.ω相得分解
ω相就是β稳定元素在αTi中一种过饱与固溶体,分解得最终产物就是α+β相。
3.亚稳β相得分解
（1）当加热温度较低时,亚稳β相将分解为无数极小得溶质原子贫化区与其相邻得溶质原子富集区;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）由于平衡得α相就是在β相得溶质原子贫化区得位置上形核析出,而β相得
高度弥散),所以可以利用低温回火溶质原子贫化区均匀地分布在整个基体上(β
贫
细化合金得组织,获得高度弥散得α +β相组织,改善合金得力学性能。
（3）合金浓度较低得合金在高温(>500℃)时效时,亚稳β相按β
→α +β 分解,
亚
中直接析出α ;合金浓度较高得合金在低温(300~ 400℃)时效时,亚稳β相按从β
亚
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形成元素得合金,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相得形状就是尺寸极小得粒子,具有与亚稳β相相同得晶体结构。（5）时效过程中形成得过渡ω相,其结构与性能与淬火形成得ω相相似,但时效时形成得过渡ω相得转变伴随有成分得变化,因此它属于扩散型转变。
4、5 钛合金得热处理及其对性能得影响
1.钛合金热处理基础
（1）少数钛合金系(TiCu系,)可以进行时效析出金属间化合物强化:大多数钛合金只就是通过热处理控制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相沉淀硬化就是难以接受得。
（3）通过不同冷却速度,可以得到不同形态得α相。慢冷时,α由β相中析出,得到片层魏氏组织及沿β相晶界得α相;快冷时,含有较高β稳定元素得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）不同形态与不同尺寸得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得篮网组织,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相得合金低得多。因此,近α合金通常在β相区固溶以得到好得蠕变抗力,同时要适当快冷以得到大面积得篮网状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相得比例要相对较高,可得到很好得热疲劳性能。如果提高固溶温度,得到较多得大晶粒β相转变产物,则断裂韧性较高。
（7）冷加工将促进β相分解与α相析出。
2.钛合金热处理特点
(1)马氏体相变不引起合金得显著强化。钛合金得热处理强化只能依赖淬火形成得亚稳定相(包括马氏体相)得时效分解。
(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,尤其就是α +β合金得淬透性差,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,钛合金易与氧与水蒸气反应,在工件表面形成具有一定深度得富氧层或氧化皮,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)片层结构得晶粒尺寸随着冷却速度得提高与保温时间得降低,晶粒变细。
3.钛合金热处理得种类
退火应用于各种钛合金,就是α型合金与含少量β相得α +β型钛合金得唯一热处理方式,这两类合金不能进行热处理强化。
淬火时效可用于α +β、α+Ti x M y与亚稳β型钛合金,它们淬火可获得马氏体或亚稳β相。淬火时效属于强化热处理,可显著提高合金得强度,主要就是借助固溶体相得弥散硬化。金属间化合物得沉淀硬化作用只就是在一些耐热钛合金中采用。
两相钛合金得热处理分为β热处理与α +β相区热处理。
在高温下钛表面氧化速率显著增加,氧、氮等原子会渗入金属内层,降低合金得韧性;在还原气氛中加热,易造成氢脆。
(1)退火
退火得目得就是消除内应力,提高塑性与稳定组织。
α钛合金经变形加工制成得半成品或零件,在退火加热时,主要发生再结晶。
钛合金中β稳定元素含量越高,β相越稳定,β→α得转变过程缓慢,空冷能阻止α相得析出。
大多数钛合金得β相转变温度均高于其再结晶温度,只有一些β稳定元素含量很高得合金得相变温度接近或低于再结晶得终了温度。
在β相变点以上加热,β晶粒迅速长大,使合金得塑性下降。
①去应力退火
退火温度较低,低于合金得再结晶温度,一般在450~650℃之间。退火过程主要发生回复,组织中空位浓度下降,发生部分多边化,形成亚结构。去应力退火不能完全消除内应力,保温时间越长,应力去除越彻底。退火后,合金得屈服强度有所降低。
②普通退火
退火温度一般与再结晶温度相当或略低。退火后得组织多半还处在再结晶开始或部分再结晶阶段。经过变形得半成品进行普通退火时,其组织发生完全多边化与部分在结晶及热处理得到得一些亚稳β相发生分解,从而使半成品既能完全消除内应力,又能保证较高得强度与适当得塑性。
③再结晶退火(完全退火)
退火温度一般高于或接近再结晶终了温度,介于再结晶温度与相变温度之间。目得就是消除加工硬化、稳定组织与提高塑性。如果超过相变点温度,将形成粗大得魏氏体组织使合金性能恶化。再结晶退火过程中,变形晶粒转变为等轴晶粒,同时存在α相、β相在组成、形态与数量上得变化。再结晶后得强度低于普通退火,但塑性高于普通退火。
④双重退火
双重退火就是对合金进行两次加热与空冷。第一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,并控制初生α相得体积分数。空冷后,组织还不够稳定,需进行二次低温退火,退火温度为低于在结晶退火得某一个温度,保温较长时间,使高温退火得到得亚稳态β相充分分解,使组织更接近平衡状态,产生一定程度得时效强化效果,以保证成品在长期服役过程中组织稳定。耐热钛合金为了保证在高温及长期应力作用下组织与性能得稳定,常采用此类退火。
⑤等温退火
等温退火采用分级冷却得方式,即加热至再结晶温度以上保温后,立即转入另
一个低温度得炉中(一般600~650℃)保温,然后空冷至室温。等温退火使β相充分分解,并有一定聚集。经等温退火后组织得热稳定性及塑性均很高,但强度低于双重退火,适用于稳定元素含量很高得两相钛合金,这类合金β相稳定性高,空冷不能使β相充分分解,故需采用缓慢冷却。等温退火可用双重退火代替。
⑥真空退火
真空退火就是消除氢脆得主要措施之一,退火温度为650~850℃,保温1~6h,真空度低于1×101Pa。钛合金中得氢含量除了与冶炼条件有关,在还原性气氛中加热或在酸洗过程中均可能吸氢。氢属于间隙式β稳定元素,它在β相中得溶解度较大(约2%),在α相得溶解很低(0、001%~0、002%),多余得氢以TiH2化合物(γ相)形式存在。TiH2呈片状,本身断裂强度很低,在金属基体中起着类似裂纹得作用。
(2)淬火时效
钛合金得退火伴随着加工硬化效果得丧失,相当于一种软化处理。双重退火有弱强化作用,但与加工硬化与强化热处理相比,所获得得强度仍然较低。淬火时效就是钛合金热处理得主要方式,利用相变产生强化效果,故又称强化热处理。
钛合金得强化热处理与钢与铝合金得强化处理主要异同点如下:
ⅰ钢淬火所得马氏体硬度高,强化效果大,回火就是为了降低马氏体得硬度,提高韧性;钛合金淬火所得马氏体硬度不高,强化效果不显著,回火时马氏体分解使钛合金产生弥散硬化。
ⅱ成分一定得钢或铝合金,只有一种马氏体强化机制;而成分一定得α +β型钛合金由于淬火温度得不同,有两种马氏体强化机制:高温淬火时,β相中所含β稳定元素小于临界浓度,淬火转变为马氏体,时效时马氏体分解为弥散相使合金强化;低温时,β相中所含β稳定元素大于临界浓度,淬火得过冷β亚稳相,时效时过冷β亚稳相分解为弥散相使合金强化。
ⅲ铝合金固溶时得到得就是溶质过饱与固溶体,而钛合金得固溶处理得到得就是β稳定元素得欠饱与固溶体;铝合金时效时靠过渡相强化,而钛合金时效时靠平衡相弥散分布强化。
钛合金得强化处理主要用于α +β型钛合金与β型钛合金。β型钛合金得强化属于固溶时效强化,加热时β相得成分总就是大于临界浓度,其在冷却过程中不形成马氏体。α +β型钛合金得强化机制取决于淬火组织(马氏体或亚稳β相)。影响热处理强化效果得因素主要有合金成分、热处理与原始组织。
①合金成分对热处理强化效果得影响
一般情况下,淬火所得亚稳相得时效强化效果由强到弱得次序为:亚稳β,α′′,α′。马氏体α′′分解后得强化效果大于α′分解得强化效果,这就是因为α′′中β稳定元素得含量比α′中得含量大。合金中β元素含量越多,淬火后亚稳β相得数量就越多,时效效果就越大。β稳定元素得含量达到临界浓度C k时,淬火可全部获得亚稳β相组织,β相在时效过程中分解最充分,时效后强化效果最大。β稳定元素进一步增加时,由于β相得稳定性增大,时效分解程度下降,析出得α数量减少,强化效果反而下降。一般就是临界浓度越低得元素(即稳定β相得能力越强得元素)热处理强化效果越大;多种元素同时加入比单一元素得强化效果大。
②热处理工艺对热处理强化效果得影响
淬火温度越高,时效强化效果越显著,但高于临界点Tβ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。
α +β两相合金常用得淬火温度在临界温度与β相变点之间。对于β稳定元素含
量少得合金,淬火保持下来得亚稳β含量少,其淬火温度可偏高,使原始α减少,由β转变得马氏体量增多,随后马氏体分解强化,获得较高得强度。对于β稳定元素含量高得合金,低温淬火后,可固定得亚稳β相较多,因此可采用偏低得淬火温度,以获得高得强化效果。
③原始组织对热处理强化效果得影响
细晶粒工件淬火时效后,强度及塑性比粗晶工件淬火时效后得高。等轴α组织得合金热处理后得塑性高,针状α组织得合金热处理后得塑性低。
(3)形变热处理
将形变(锻、轧等)与热处理结合起来进行得热处理工艺称形变热处理。高温形变热处理就是在再结晶温度以上进行变形加工,变形40%~85%后迅速淬火,再进行常规得时效处理;低温形变热处理就是在再结晶温度以下进行变形加工,变形50%后,再进行常规得时效处理。
高温形变热处理主要用于α +β型钛合金,提高其综合性能,变形温度一般不超过β相变点温度,变形度为40%~70%。β型钛合金可采用高温或低温形变热处理,β型钛合金得淬透性好,高温变形终了后可进行空冷。
影响形变热处理强化效果得因素主要有合金成分、变形温度、变形程度、冷却速度及随后得时效规范等。合金中β稳定元素含量高时,淬火后亚稳β相得数量大,形变热处理强化效果好。加大形变度,强化效果增加。α +β型钛合金形变热处理时,在变形后采用水冷。β型钛合金得淬透性好,可采用空冷。在缓慢冷却过程中,会发生再结晶,使强度降低。变形加工后至水冷之间得时间间隔应尽量缩短。常规锻造获得等轴组织,β锻造获得网篮组织,近β锻造获得三态组织。
(4)化学热处理
钛合金得摩擦系数较大,耐磨性差,在接触表面上容易产生黏结,引起摩擦腐蚀。在氧化性介质中钛合金得耐腐蚀性较强,但在还原性介质(如盐酸、硫酸等)中得耐腐蚀性较差。
钛合金得化学热处理就是将待渗元素转换成活性原子或离子状态,在热场或电场作用下,向工件表面渗透,并扩散至一定深度,形成一定厚度得渗层,提高合金表面得硬度、耐磨性与耐蚀性。化学处理包括渗氮、渗氧、渗碳、渗硼等。(5)钛合金热处理过程中得污染问题
氧、氮渗入钛合金后可形成渗层,提高合金得耐磨性。使材料得塑性、韧性与疲劳强度下降,多用作耐磨零件使用。氢在钛中得扩散速度高,即使在室温也可渗入,可渗入到内部,只能用真空退火处理消除。生产上为了避免氢得渗入,最好就是在真空或干燥得纯氩气中加入。TiO(金黄色)、Ti2O3(渗紫色)、TiO2(白色)。加热温度越高,保温时间越长,污染层越厚,表面硬度也越高。
钛在空气中加热,表面氧化膜厚度逐渐增加。在300℃以下,氧化膜很薄,且致密,与基体紧密结合,有很好得抗蚀性及阻止继续氧化得作用。在400℃~500℃加热,金属表面出现明显得变色现象。温度继续升高,氧化膜发生破裂,加速氧得扩散。800℃以上,氧化速率及氧化膜厚度迅速增加。
钛合金加热最理想得条件就是在真空中或干燥纯氩气中加热。为了降低成本,半成品得加热一般均在空气炉中进行,再利用机加工或酸洗除去氧化层。
(6)热处理对钛合金性能得影响
WQ: water quench , 水淬;AC: air cool , 空冷;FC:finace cool , 炉冷。
第十三章有色金属及合金 内容提要： 有色金属的产量和用量不如黑色金属多，但由于其具有许多优良的特性，如特殊的电、磁、热性能，耐蚀性能及高的比强度(强度与密度之比)等，已成为现代工业中不可缺少的金属材料。 1．铝及铝合金； 2．钛及钛合金； 3．铜及铜合金； 4．轴承合金。 基本要求： 掌握和了解各种有色金属的牌号、成分、性能和用途。 13.1铝及铝合金 13.1.1铅及铝合金的性能特点及分类编号 纯铝：纯铝具有银白色金属光泽，密度小(2.72 )，熔点低(660.4℃), 导电、导热性能优良。 耐大气腐蚀，易于加工成形。 具有面心立方晶格，无同素异构转变，无磁性。 1 铝合金及其特点 铝合金常加入的元素主要有Cu、Mn、Si、Mg、Zn等，此外还有Cr、Ni、Ti、Zr 等辅加元素。 ①比强度高（>>高强钢）。可用于轻结构件，尤其航空。 ②突出理化性能。导电、抗大气腐蚀。 ③良好加工性。高塑性、易冷成形；某些合金铸造性能好，宜作压铸件。 2 铝合金分类及分类编号 13.1.2铝合金的强化 1 形变强化 2沉淀强化 3 固溶强化和时效强化： 13.1.3变形铝合金 变形铝及铝合金牌号表示方法：根据国标规定，变形铝及铝合金可直接引用国际四位数字体系牌号或采用国标规定的四位字符牌号。GB 3190-82中的旧牌号仍可继续使用，表示方法为: ?防锈铝合金：LF+序号 ?硬铝合金： LY +序号 ?超硬铝合金：LC +序号 ?锻铝合金： LD +序号 常用变形铝合金 1 防锈铝合金：主要是Al-Mn和Al-Mg系合金。 Mn和Mg主要作用是提高抗蚀能力和塑性，并起固溶强化作用。 防锈铝合金锻造退火后组织为单相固溶体，抗蚀性、焊接性能好，易于变形加工，但切削性能差。不能进行热处理强化，常利用加工硬化提高其强度。常用的Al-Mn系合金有 LF21 （ 3A21 ），其抗蚀性和强度高于纯铝，用于制造油罐、油箱、管道、铆钉等需要弯曲、冲压加工的零件。常用的Al-Mg系合金有 LF5（ 5A05 ），其密度比纯铝小，强度比Al-Mn合金高，在航空工业中得到广泛应用，如制造管道、容器、铆钉及承受中等载荷的零件。
钛合金及其热处理工艺 简述 SANY标准化小组 #QS8QHH-HHGX8Q8-GNHHJ8-HHMHGN#
钛合金及其热处理工艺简述 宝鸡钛业股份有限公司：杨新林 摘要：本文对钛及其合金的基本信息进行了简要介绍，对钛的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。重点概述了钛合金的热处理类型及工艺，为之后生产实习中对钛合金的热处理工艺认识提供指导。 关键词：钛合金，热处理 1 引言 钛在地壳中的蕴藏量位于结构金属的第四位,但其应用远比铜、铁、锡等金属滞后。钛合金中溶解的少量氧、氮、碳、氢等杂质元素,使其产生脆性,从而妨碍了早期人们对钛合金的开发和利用。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的改进和提高,钛合金的应用才逐渐开展[5]。 纯钛的熔点为1668℃,高于铁的熔点。钛在固态下具有同素异构转变,在℃以上为体心立方晶格的β相,在℃以下为密排六方晶格的α相。钛 合金根据其退火后的室温组织类型进行分类,退火组织为α相的钛合金记为TAX,也称为α型钛合金；退火组织为β相的钛合金记为TBX,也称为β型钛合金；退火组织为α+β两相的钛合金记为TCX,也称为α+β型钛合金,其中的“X”为顺序号。我国目前的钛合金牌号已超过50个,其中TA型26个,TB型8个以上,TC 型15个以上[5]。 钛合金具有如下特点： （1）与其他的合金相比,钛合金的屈强比很高,屈服强度与抗拉强度极为接近； （2）钛合金的密度为4g/cm3,大约为钢的一半,因此,它具有较高的比强度； （3）钛合金的耐腐蚀性能优良,在海水中其耐蚀性甚至比不锈钢还要好； （4）钛合金的导热系数小,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成之后,为了消除材料中的加工应力，达到使用要求的性能水平，稳定零件尺寸以及去除热加工或化学处理过程中增加的有害元素(例如氢)等,往往要通过热处理工艺来实现。钛合金热处理工艺大体可分为退火、固溶处理和时效处理三个类型。由于钛合金高的化学活性,钛合金的最终热处理通常在真空的条件下进行。热处理是调整钛合金强度的重要手段之一。 2 钛合金的合金化特点
第四章-钛合金的相变及热处理
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88 2.5℃，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-Imaging Microscopy , 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。 4.2 β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M S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M S ；马氏体相变终了温度M f 。 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。
2017热处理工艺复习题 一、 填空题 1.钢的热处理工艺由 加热 、 保温 、 冷却 三个阶段所组成。 2.热处理工艺基本参数： 加热温度、气氛、冷却方法、热源 。 3.钢完全退火的正常温度范围是 Ac3以上20~30℃ ，它只适应于亚共析 钢。 4.球化退火的主要目的是 ，它主要适用于 钢。 5.钢的正常淬火温度范围，对亚共析钢是 ，对过共析钢 是 。 6.当钢中发生奥氏体向马氏体的转变时，原奥氏体中碳含量越高，则M S 点越 ，转变 后的残余奥氏体量就越 。 7.改变钢整体组织的热处理工艺有 、 、 、 四种。 8.淬火钢进行回火的目的是 ，回火温度越高，钢 的强度与硬度越 。 9.化学热处理的基本过程包括 、 、 等三个阶段。 10.欲消除过共析钢中大量的网状渗碳体应采用 ，欲消除铸件中枝晶 偏析应采用 。 11.低碳钢为了便于切削，常预先进行 处理；高碳钢为了便于 切削，常预先进行 处理； 12.感应加热表面淬火，按电流频率的不同，可分为 、 、和 三种。而且感应加热电流频率越高，淬硬层越 。 13.钢的淬透性主要取决于————————————，马氏体的硬度主要取决于————————————，钢的 表层淬火，只能改变表层的————————————，而化学热处理既能改变表层的————————————，又能 改变表层的————————————。 14.钢在一定条件下淬火后，获得一定深度的淬透层的能力，称为钢的淬透性。淬透层通 常以 的深度来表示。 15. 中温回火主要用于处理__ ____零件，回火后得到 组织。
16.45钢正火后渗碳体呈状，调质处理后渗碳体 呈状。 17.形变热处理是将塑性变形的强化与热处理时 的强化结合，使成型工艺与获得最终性能统一起来的一种综合工艺。 二、单选题 1.电阻炉空载功率小，说明炉子热损失： A）小；B）大；C）厉害；D）可忽略不计。 2.检测氮碳共渗零件的硬度时应选用：A）洛式硬度计；B）维氏硬度计；C）布氏硬度计； D）肖氏硬度计。 3.可控气氛炉渗碳时排出的废气：A）必须燃烧后排放；B）不燃烧直接排放；C）通入水中排 放； D）通入碱水中排放。 4.在生产中，用来消除过共析钢中的网状渗碳体最常用的热处理工艺是：A）完全退火； B）正火；C）不完全退火；D）回火。 5.气体渗氮的主要缺点是：A）周期太长；B）劳动强度大；C）硬度低；D）渗层浅。 6.镗床主轴通常采用38CrMoA1钢进行：A）氮碳共渗；B）渗碳；C）渗氮；D）渗硫。 7.确定碳钢淬火加热温度的基本依据是：A）Fe-Fe C相图；B）“C”曲线；C）“CCT”曲线； 3 D）淬透性曲线图。 8.为获得良好的综合力学性能，38CrMoAl钢制造的氮化件预先热处理应采用：A）退火；B） 正火；C）调质；D）渗碳。 9.高速钢淬火冷却时，常常在580～600℃停留10～15分钟，然后在空气中冷却，这种操作 方法叫做：A）双介质淬火；B）等温淬火；C）分级淬火；D）亚温淬火。 10.某零件调质处理以后其硬度偏低，补救的措施是：A）重新淬火后，选用低一点的温度回火； B）再一次回火，回火温度降低一点；C）重新淬火后，选用高一点的温度回火；D）再一次回火，回火温度提高一点。 11.钢感应加热表面淬火的淬硬层深度，主要取决于：A）钢的含碳量；B）冷却介质的冷却能 力；C）感应电流频率；D）感应电流电压。 12.为增加T12钢的强韧性，希望控制淬火马氏体的含碳量，减少孪晶马氏体的相对量及获得
第35卷1999 第1期 年1月 金属学报 ACTA METALLURGICA SINICA Vol.35No.1 January1999钛合金高温形变强韧化机理* 周义刚 曾卫东 李晓芹 俞汉清 (西北工业大学材料科学与工程学院,西安710072) 曹春晓 (北京航空材料研究院,北京100095) 摘 要 详细研究并讨论了钛合金高温形变强韧化机理.结果表明,三态组织中少量等轴 相与基体 相没有固定的位向关系,位错容易找到可开动的滑移面,对变形起着协调作用,因而合金具有较高的塑性;大量网篮交织的条状 ,不仅增加了相界面,提高了合金的强度与抗蠕变能力,而且不断改变裂纹扩展方向,导致裂纹路径曲折、分枝多,断裂韧性好.新的变形理论适用于 ,近 ,( + )和近 型钛合金. 关键词 高温形变,强韧化机理,三态组织,钛合金 中图法分类号 T G146.2 文献标识码 A 文章编号 0412-1961(1999)01-0045-48 AN INVESTIGATION OF HIGH-TEMPERATURE DEFORMA TION STRENGTHENING AND TOUGHENING MECHANISM OF TITANIUM ALLOY Z H O U Yigang,ZEN G Weidong,LI Xiaoqin,YU H anqing Col lege of M aterials Science and Engineering,Northw estern Polytechnical Universi ty,Xi an710072 CAO Chunx iao Beijing Institute of Aeronauti cal M aterials,Beijing100095 Cor resp ondent:ZH OU Yigang,p r o f essor,Tel:(029)8493939,Fax:(029)8491000, E-mail:z engjiang@https://www.doczj.com/doc/e62056679.html, M anuscript received1998-05-12,in revised form1998-08-11 ABSTRAC T T he high-temperature deformation strengthening and toug hening mechanisms have been investigated.It is found that equiax ed alpha phases in tri-modal m icrostructure have no inherent orien taion w ith transformed beta m atrix,dislocations can easily find their slip plane,so they give coordination of materials deform ation,and result in higher ductility.The striature alpha phases not only increase the strength and creep properties,but also change the cracks propagation directions,thus cracks make a more w inding w ay along or cross grain boundary between striature alpha phases,and materials show a higher fracture toug hness.T his new deformation theory applies to ,near ,( + )and titanium alloys. KEY W ORDS hig h-tem perature deformation,streng thening and toug hening mechanism,tri-modal microstructure,titanium alloy 国内外对( + )钛合金的变形通常是在相变点以下3050!进行,称为常规锻造.常规锻造获得的等轴组织具有室温强度高、塑性好等优点,但其高温性能、抗疲劳裂纹扩展能力和断裂韧性较差[1].50年代后期,C roan等人[2]提出了 锻造工艺,其优点是提高了合金的抗蠕变性能、冲击和断裂韧性,但是明显降低塑性和热稳定性,导致? 脆性#和?组织遗传性#[3].60年代初,She egarev等人[4]提出的形变热处理理论,有效地提高了合金的强度和韧性,但是 *收到初稿日期:1998-05-12,收到修改稿日期:1998-08-11 作者简介:周义刚,男,1930年生,教授锻后水冷的组织在随后的低温时效过程中分解,降低合金的热稳定性.因此,如何解决钛合金强度-塑性-韧性的相互匹配,一直是钛合金科学工作者努力解决的课题. 本文提出的钛合金高温形变强韧化工艺(又称近 锻造工艺),是在相变点以下1015!加热、变形.为控制变形温度,以坯料的平均相变点确定名义加热温度,并采用金相试样法测定和控制炉温精度.变形后快淬的锻件经两次高温加一次低温的强韧化处理后,获得由一定数量的等轴初生 、条状 构成的网篮和转变 基体组成的三态组织,从而克服了以往研究的不足,使合金的强度-塑性-韧性得以兼顾.
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88 2.5℃，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-Imaging Microscopy , 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。 4.2 β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M S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M S ；马氏体相变终了温度M f 。 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
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；
20CrMnTi 齿轮钢的热处理工艺 1.前言 1.120CrMnTi钢概述 20CrMnTi是低碳合金钢，该钢具有较高的机械性能，零件表面渗碳0.7-1.1mm。在渗碳淬火低温回火后，表面硬度为58-62HRC，心部硬度为30-45HRC。20CrMnTi的工艺性能较好，锻造后以正火来改善其切削加工性。此外，20CrMnTi 还具有较好的淬透性，由于合金元素钛的影响，对过热不敏感，故在渗碳后可直接降温淬火。且渗碳速度较快，过渡层较均匀，渗碳淬火后变形小。适合于制造承受高速中载及冲击、摩擦的重要零件，因此根据齿轮的工作条件选用20CrMnTi 钢是比较合适的。经过910-940℃渗碳，870℃淬火，180-200℃回火后机械性能的抗拉强度≥1100Mpa、屈服强度≥850Mpa、延伸率≥10％、断面收缩率≥45％，冲击韧性≥680，硬度为58-62HRC。 20CrMnTi合金成分表1.1 C Si Mn Cr S P Ni Cu Ti 0.17～0.230.17～0.370.80～1.10 1.00～1.30≤0.035≤0.035≤0.030≤0.0300.04～0.10 1.220CrMnTi泵体齿轮的的工艺流程： 1.320CrMnTi钢常见的热处理工艺 表1.2 20CrMnTi钢常见的热处理工艺表 热处理工 艺工艺参数硬度要 求 工艺特点 完全退火加热860~880℃，保温，炉 冷 ≤ 217HB S 消除残余应力，降低硬度 正火加热920~950℃，保温，空 冷156~2 07HBS 加热温度在Ac3825℃线之上，细化晶 粒，消除组织缺陷，以获得珠光体+少 量铁素体组织 淬火加热860~900℃，保温，油 冷48~54 HRC 淬火温度高，淬透性中等，变形较大， 硬度不高，耐磨性差 回火加热500~650℃，保温2h， 油冷30~36 HRC 回火索氏体组织 下料锻造正火清洗淬火回火 加工渗碳 包装 清洗检验
第四章钛合金的相变及 热处理 Document serial number【NL89WT-NY98YT-NC8CB-NNUUT-NUT108】
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88 2.5℃，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-Imaging Microscopy , 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。 4.2 β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M S 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M S ；马氏体相变终了温度M f 。
钛合金及其热处理工艺简述 钛业股份：新林 摘要：本文对钛及其合金的基本信息进行了简要介绍，对钛的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。重点概述了钛合金的热处理类型及工艺，为之后生产实习中对钛合金的热处理工艺认识提供指导。 关键词：钛合金，热处理 1 引言 钛在地壳中的蕴藏量位于结构金属的第四位,但其应用远比铜、铁、锡等金属滞后。钛合金中溶解的少量氧、氮、碳、氢等杂质元素,使其产生脆性,从而妨碍了早期人们对钛合金的开发和利用。直至二十世纪四五十年代,随着英、美及联等国钛合金熔炼技术的改进和提高,钛合金的应用才逐渐开展[5]。 纯钛的熔点为1668℃,高于铁的熔点。钛在固态下具有同素异构转变,在882.5℃以上为体心立方晶格的β相,在882.5℃以下为密排六方晶格的α相。钛 合金根据其退火后的室温组织类型进行分类,退火组织为α相的钛合金记为TAX,也称为α型钛合金；退火组织为β相的钛合金记为TBX,也称为β型钛合金；退火组织为α+β两相的钛合金记为TCX,也称为α+β型钛合金,其中的“X”为顺序号。我国目前的钛合金牌号已超过50个,其中TA型26个,TB型8个以上,TC 型15个以上[5]。 钛合金具有如下特点： （1）与其他的合金相比,钛合金的屈强比很高,屈服强度与抗拉强度极为接近； （2）钛合金的密度为4g/cm3,大约为钢的一半,因此,它具有较高的比强度； （3）钛合金的耐腐蚀性能优良,在海水中其耐蚀性甚至比不锈钢还要好； （4）钛合金的导热系数小,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成之后,为了消除材料中的加工应力，达到使用要求的性能水平，稳定零件尺寸以及去除热加工或化学处理过程中增加的有害元素(例如氢)等,往往要通过热处理工艺来实现。钛合金热处理工艺大体可分为退火、固溶处理和时效处理三个类型。由于钛合金高的化学活性,钛合金的最终热处理通常在真空的条件下进行。热处理是调整钛合金强度的重要手段之一。 2 钛合金的合金化特点 钛合金的性能由Ti同合金元素间的物理化学反应特点来决定，即由形成的固溶体和化合物的特性以及对α?β转变的影响等来决定。而这些影响又与合金元素的原子尺寸、电化学性质（在周期表中的相对位置）、晶格类型和电子浓度等有关。但作为Ti合金与其它有色金属如Al、Cu、Ni 等比较，还有其独有的特点，如： （1）利用Ti的α?β转变，通过合金化和热处理可以随意得到α、α+β和β相组织； （2）Ti是过渡族元素，有未填满的d电子层，能同原子直径差位于±20％以的置换式元素形成高浓度的固溶体； （3）Ti及其合金在远远低于熔点的温度中能同O、N、H、C等间隙式杂质发生反应，使性能发生强烈的改变； （4）Ti同其它元素能形成金属键、共价键和离子键固溶体和化合物。 Ti合金合金化的主要目的是利用合金元素对α或β相的稳定作用，来控制α和β相的组成和性能。各种合金元素的稳定作用又与元素的电子浓度（价电子数与原子的比值）有密切关系，一般来说，电子浓度小于4的元素能稳定α相，电子浓度大于4的元素能稳定β相，电子浓度等于4的元素，既能稳定α相，也能稳定β相。 工业用Ti合金的主要合金元素有Al、Sn、Zr、V、Mo、Mn、Fe、Cr、Cu和Si 等，按其对转变温度的影响和在α或β相中的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]。
北华航天工业学院 《热处理工艺设计》 课程设计报告 报告题目：CA8480轧辊车床主轴 和淬火量块 热处理工艺的设计 作者所在系部：材料工程系 作者所在专业：金属材料工程 作者所在班级：B10821 作者学号：20104082104 作者姓名：倪新光 指导教师姓名：翟红雁 完成时间：2013.06.27
课程设计任务书 课题名称 CA8480轧辊车床主轴和淬火量块 热处理工艺的设计 完成时间06.27 指导教师翟红雁职称教授学生姓名倪新光班级B10821 总体设计要求 一、设计要求 1.要求学生在教师指导下独立完成零件的选材； 2.要求学生弄清零件的工作环境。 3.要求学生通过对比、讨论选择出最合理的预先热处理工艺和最终热处理工艺方法； 4.要求学生分别制定出预先热处理和最终热处理工艺的正确工艺参数，包括加热方式、加热温度、保温时间以及冷却方式； 5.要求学生写出热处理目的、热处理后组织以及性能。 工作内容及时间进度安排 内容要求时间备注 讲解并自学《金属热处理工艺》课本第六章；收集资料, 分析所给零件的工作环境、性能要求, 了解热处理工艺设计的方法、内容和步骤； 通过对零件的分析，选择合适的材料以及技术要 求 0.5天 热处理工艺方法选择和工艺路线的制定 确定出几种（两种以上）工艺 线及热处理 方案，然后进行讨论对比优缺点, 确定最佳工艺 路线及热处理工艺方案 1.5天 热处理工艺参数的确定及热处理后组织、性能 查阅资料，确定出每种热处理工艺的参数, 包括加热方式、温度和时间，冷却方式等，并绘 出相应的热处理工艺曲线 1.5天 编写设计说明书按所提供的模板 0.5天 答辩1天 课程设计说明书内容要求 一. 分析零件的工作环境，确定出该零件的性能要求，结合技术要求，选出合适的材料，并阐述原因。 二. 工艺路线和热处理方案的讨论。要求两种以上方案进行讨论，条理清晰，优缺点明确。 三. 每种热处理工艺参数的确定（工序中涉及到的所有热处理工艺）。写出确定参数的理由和根据，（尽可能写出所使用的设备）要求每一种热处理工艺都要画出热处理工艺曲线; 四. 写出每个工序的目的以及该零件热处理后常见缺陷。
钛合金热处理操作注意事项 淬火： 1．淬火操作时，从出炉到进入淬火介质之间的转移时间越短越好，以防β相分解，转移时间最长不超过10s 2．淬火加热保温时间的计算公式： t=(5~8)Aδ(min) A—保温时间系数3min/mm δ—零件有效厚度（mm） 淬火介质：高闪点的油，或不含氯化物的盐浴如亚硝酸盐和硝酸盐浴 防氧化和腐蚀： 1．在氯盐浴中加热时，发生热盐腐蚀的临界温度是288oC，主要是热处理前零件清洗不正确，要求正确清洗。搬运时，不要在零件上按指纹，对于工件上的油和润滑脂应清洗干净 2．钛合金在真空中加热时，真空压力为0.1~1kPa 3．为防止氧化，可用高纯度氩、氖等惰性气体保护，也可用塑料进行保护，或加热前把零件在熔融的玻璃中浸蘸一下 变形：为防止热处理翘曲，零件应固定于铁基或镍基合金制造的夹具中为防止夹具带来的油污，在夹具里垫薄钛板或喷Al2O3，将钛零件
同夹具隔开，夹具在使用前应进行烧焦处理 有害气体影响： 氢气：含氢量超过0.02%会产生氢脆，所以钛合金最好在真空中加热，用火焰加热时，火焰不能直接喷在工件上，火焰调成中性或略带氧化性 氧气：氧易和钛生成TiO2薄膜，使用过程中易产生剥落 氮气：零件吸入氮气变脆，塑性下降 钢材断裂的基本分析 如今，用于各行业的钢材品种达数千种之多。每种钢材都因不同的性能、化学成分或合金种类和含量而具有不同的商品名称。虽然断裂韧性值大大方便了每种钢的选择，然而这些参数很难适用于所有钢材。主要原因有：第一，因为在钢的冶炼时需加入一定数量的某种或多种合金元素，成材后再经简单热处理便可获得不同的显微组织，从而改变了钢的原有性能；第二，因为炼钢和浇注过程中产生的
钛合金及其热处理工艺简述 宝鸡钛业股份有限公司：杨新林 摘要：本文对钛及其合金的基本信息进行了简要介绍，对钛的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。重点概述了钛合金的热处理类型及工艺，为之后生产实习中对钛合金的热处理工艺认识提供指导。 关键词：钛合金，热处理 1 引言 钛在地壳中的蕴藏量位于结构金属的第四位,但其应用远比铜、铁、锡等金属滞后。钛合金中溶解的少量氧、氮、碳、氢等杂质元素,使其产生脆性,从而妨碍了早期人们对钛合金的开发和利用。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的改进和提高,钛合金的应用才逐渐开展[5]。 纯钛的熔点为1668℃,高于铁的熔点。钛在固态下具有同素异构转变,在882.5℃以上为体心立方晶格的β相,在882.5℃以下为密排六方晶格的α相。钛合金根据其退火后的室温组织类型进行分类,退火组织为α相的钛合金记为TAX,也称为α型钛合金；退火组织为β相的钛合金记为TBX,也称为β型钛合金；退火组织为α+β两相的钛合金记为TCX,也称为α+β型钛合金,其中的“X”为顺序号。我国目前的钛合金牌号已超过50个,其中TA型26个,TB型8个以上,TC 型15个以上[5]。 钛合金具有如下特点： （1）与其他的合金相比,钛合金的屈强比很高,屈服强度与抗拉强度极为接近； （2）钛合金的密度为4g/cm3,大约为钢的一半,因此,它具有较高的比强度； （3）钛合金的耐腐蚀性能优良,在海水中其耐蚀性甚至比不锈钢还要好； （4）钛合金的导热系数小,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成之后,为了消除材料中的加工应力，达到使用要求的性能水平，稳定零件尺寸以及去除热加工或化学处理过程中增加的有害元素(例如氢)等,往往要通过热处理工艺来实现。钛合金热处理工艺大体可分为退火、固溶处理和时效处理三个类型。由于钛合金高的化学活性,钛合金的最终热处理通常在真空的条件下进行。热处理是调整钛合金强度的重要手段之一。
40Cr热处理 制定40Cr钢退火、正火、淬火、回火、调质热处理工艺，测定在各种热处理情况下试样的硬度和冲击 韧性，并进行材料的金相组织分析，得出了40Cr钢调质处理具有良好综合性能的结论。 1 40Cr材料简介 1．1 40Cr的化学成分及临界温度 40Cr的化学成分及临界温度见表1。 表1 40Cr的化学成分及临界温度 化学成分临界温度C Mn Si l C Ac Ac0 A A 0 0．37～0．45 O．5～O．8 。．2～。．4I。．8。～1．1。 743 800 693 73O 1．2 4OCr的性质 从铁碳合金相图来看，40Cr钢属于亚共析钢，缓冷到室温后的组织为铁素体+珠光体；从钢的分类来看，40Cr钢属于低淬透性调质钢，具有很高的强度，良好的塑性和韧性，即具有良好的综合机械性能；40Cr钢可用于制造汽车的连杆、螺栓、传动轴及机床的主轴等零件。 2 40Cr热处理工艺特性介绍 2．1 预备热处理 调质钢经热加工后，必须经过预备热处理来降低硬度，便于切削加工，消除热加工时造成的组织缺陷，细化晶粒，改善组织，为最终热处理做好准备。对于 40Cr钢而言，可进行正火或退火处理。 2．2 最终热处理 调质钢的最终热处理是淬火加高温回火。一般可以采用较慢的冷却速度淬火，可以用油淬以避免热处理缺陷。当强度较高时，采用较低的回火温度，反之 选用较高的回火温度。 3 40Cr热处理工艺的制定 按上述知识，对40Cr钢分别采用退火、正火、淬火、不同的回火温度情况下的热处理，测定不同情况下试样的硬度与冲击韧性值。 3．1 退火工艺的制定 图1为退火及正火工艺曲线图。加热温度：A 。+ (3O～50) C，由此确定加热温度为850 C；保温时间： 120min；冷却方式：随炉冷却。 t／mirl 图1 退火及正火工艺曲线图 3．2 正火工艺的制定 加热温度：Ac。+ (30~50)C，由此确定加热温度为850 C；保温时间：120min；冷却方式：空冷。 3．3 淬火工艺的制定 图2为淬火工艺曲线图。加热温度：A 。+ (3O～50)C，由此确定加热温度为850 C；保温时间：80min；冷却方式：油冷。 3．4 回火工艺的制定
钛合金的相变及热处理-第四章． 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88 2.5℃，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-Imaging Microscopy , 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，。转变温度会随所含合金元素的性试样表面出现浮凸，显微组织中出现针状α′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。 4.2 β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′或甥??、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M降低至室温一下，β相将被冻结到室S 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M；马氏体相变终了温度M。 f S 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，MM越低。fS 、⑩六方马氏体有两种组织形态。合金元素含量 少时，M点高，形成块状组织，S 在电子显微镜下呈板条状马氏体；合金元素含量高时，M点低，形成针状组织，
钛及钛合金的热处理 钛及钛合金通过程序控制技术和各种热处理工艺可获得不同特性的产品,表1～表4列出了工业纯钛及部分钛合金的热处理工艺。 表1 工业纯钛和部分钛合金的β相变温度 合 金 β相变温度 ℃,±15°υ,±25°工业纯钛,0125%O2最大9101675 工业纯钛,014%O2最大9451735 α或近α合金 Ti25Al2215Sn10501925 Ti28Al21Mo21V10401900 Ti2215Cu(IM I230)8951645 Ti26Al22Sn24Zr22Mo9951820 Ti26Al25Zr2015Mo2012Si (IM I685)10201870 Ti2515Al2315Sn23Zr21Nb2013 Mo2013Si(IM I829)10151860 Ti2518Al24Sn2315Zr2017Nb2015 Mo2013Si(IM I834)10451915 Ti26Al22Cb21Ta2018Mo10151860 Ti2013Mo2018Ni(TiCode12)8801615 α2β合金 Ti26Al24V1000(a)1830(b) Ti26Al27Nb(IM I367)10101850 Ti26Al26V22Sn(Cu+Fe)9451735 Ti23Al2215V9351715 Ti26Al22Sn24Zr26Mo9401720 Ti24Al24Mo22Sn2015Si(IM I550)9751785 Ti24Al24Mo24Sn2015Si(IM I550)10501920 Ti25Al22Sn22Zr24Mo24Cr(Ti217)9001650 Ti27Al24Mo10001840 Ti26Al22Sn22Zr22Mo22Cr20125Si9701780 Ti28Mn800(c)1475(d)β或近β合金 Ti213V211Cr23Al7201330 Ti21115Mo26Zr2415Sn(βШ)7601400 Ti23Al28V26Cr24Zr24Mo(βC)7951460 Ti210V22Fe23Al8051480 Ti215V23Al23Cr23Sn7601400 (a)±20℃,(b)±30υ,(c)±35℃,(d)±50υ。 表2 工业纯钛和部分钛合金的消除应力热处理合 金 温 度时间 ℃υh 工业纯钛(所有等级) α或近α合金 480～595900～11001/4～4 Ti25Al2215Sn540～6501000～12001/4～4 Ti28Al21Mo21V595～7051100～13001/4～4 Ti2215Cu(IM I230)400～600750～11101/2～24 Ti26Al22Sn24Zr22Mo595～7051100～13001/4～4 Ti26Al25Zr2015Mo2012Si (IM I685)530～570980～105024～48 Ti2515Al2315Sn23Zr21Nb2013 Mo2013Si(IM I829)610～6401130～11901～3 Ti2518Al24Sn2315Zr2017Nb2 015Mo2013Si(IM I834)625～7501160～13801～3 Ti26Al22Cb21Ta2018Mo595～6501100～12001/4～2 Ti2013Mo2018Ni(TiCode l2)480～595900～11001/4～4α2β合金 Ti26Al24V480～650900～12001～4 Ti26Al27Nb(IM I367)500～600930～11101～4 Ti26Al26V22Sn(Cu+Fe)480～650900～12001～4 Ti23Al2215V540～6501000～12001/4～2 Ti26Al22Sn24Zr26Mo595～7051100～13001/4～4 Ti24Al24Mo22Sn2015Si (IM I550)600～7001110～12902～4 Ti24Al24Mo24Sn2015Si (IM I551)600～7001110～12902～4 Ti25Al22Sn24Mo22Zr24Cr (Ti217)480～650900～12001～4 Ti27Al24Mo480～705900～13001～8 Ti26Al22Sn22Zr22Mo22Cr2 0125Si480～650900～12001～4 Ti28Mn480～595900～11001/4～2β或近β合金 Ti213V211Cr23Al705～7301300～13501/4～1/2 Ti21115Mo26Zr2415Sn (βШ)720～7301325～13501/4～1/2 Ti23Al28V26Cr24Zr24Mo (βC)705～7601300～14001/6～1/4 Ti210V22Fe23Al675～7051250～13001/2～2 Ti215V23Al23Cr23Sn790～8151450～15001/4～1/2 42 稀有金属快报2003年第6期