1、鈦源于Titans，即希臘神話中地球上大力士。地殼中鈦元素含量位列第四 (0.86%) ，居鋁、鐵、鎂之后。自然界中不存在純鈦，僅以氧化物存在，如FeTiO3、TiO2。強度與鋼相當，而密度幾乎僅有鋼的一半。TitansRutile (TiO2)Ilmenite (FeTiO3)1791年：英國化學家格雷戈爾研究鈦鐵礦和金紅石時發現。1795年：德國化學家克拉普羅特在匈牙利的金紅石時也發現。 所發現的鈦是粉末狀的二氧化鈦，而不是金屬鈦。1910年：美國化學家亨特首次制得純度達99.9%金屬鈦。1947年：開始冶煉，當年產量僅2噸 全世界:1955年 1975年 2006年2萬噸 7萬噸 14萬

2、噸 軍用飛機上的各種材料用量的變化趨勢：復合材料和軍用飛機上的各種材料用量的變化趨勢：復合材料和鈦鈦合金合金的用量逐漸增多的用量逐漸增多機型機型F-16YF-17 F/A-18A/BF/A-18C/DF/A-18E/FF/A-22F-35B-1B-2X-45A X-45B復合復合材料材料389.51023243629385090鈦合金鈦合金2712131541272126鋁合金鋁合金8373505029154119鋼鋼510151614596馬赫數M5時，蒙皮溫度高達數千華氏度，高超音速轟炸機用材問題非常突出。即使早期研制的SR-71高空高速偵察機（M=3），蒙皮溫度已相當高，故鈦合金用量高達

3、93%。 民用飛機的上各種材料用量的變化趨勢：復合材料和鈦合金的用量不斷增多。機型機型鈦合鈦合金金復合材復合材料料第三代客機第三代客機A3204.55.5第四代客機第四代客機A34068研制中客機研制中客機A380102 2空客民機機體上鈦合金和復合材料的用量（%）鋼、鋁時代冷端以鈦為主、熱端以鎳為主的鎳、鈦、鋼時代未來：部分地被樹脂基、金屬基、陶瓷基復合材料和金屬間化合物所取代。航空發動機的各種材料用量的變化趨勢：882.5度同素異構轉變 (-Ti-Ti)。與氧、氮、碳和氫劇烈反應。價格昂貴。主要用于價格不是關鍵因素的先進應用場合。高強度和韌性。晶體結構：原子半徑：密度：熔點：密度小、比強度

4、高密度小、比強度高：密度約為鋼或鎳合金一半，比強度高于鋁合金及高合金鋼。導熱系數低導熱系數低：為低碳鋼的五分之一，銅的二十五分之一。無磁性無磁性：強磁場中不被磁化，無毒且與人體組織及血液有很好的相容性。導電導電性能差性能差（為銅的3.1%）、熱膨脹系數小熱膨脹系數小（與玻璃相近）。抗阻尼性能強抗阻尼性能強：鈦自身振動衰減時間比鋼、銅長。耐熱性高耐熱性高：因熔點高，使得鈦被列為耐高溫金屬。耐低溫耐低溫：低溫下保持良好的韌性及塑性，是低溫容器的理想材料。易吸氣易吸氣：鈦的化學性質非常活潑，高溫下易與碳、氫、氮及氧發生反應。耐蝕性好耐蝕性好：空氣中或含氧的介質中，鈦表面生成一層致密的、附著力強、惰性

5、大的氧化膜，保護鈦基體不被腐蝕。 室溫下鈦比較穩定。 高溫下活潑，熔化態能與大多數坩堝造型材料發生作用。 高溫下與鹵素、氧、硫、碳、氮等進行強烈反應。 鈦在真空或惰性氣氛下熔煉，如真空自耗電弧爐、電子束爐、等離子熔爐等設備中熔煉。 鈦在氮氣中加熱會發生燃燒，鈦塵在空氣中會發生爆炸，所以鈦材加熱和焊接宜用氬氣作保護氣體。 鈦在室溫可吸收氫氣，500以上吸氣能力更強烈，可作為高真空電子儀器的脫氣劑；利用鈦吸氫和放氫的特性，可以作儲氫材料。 化學性質 ETi=1.63V，而鈦的致鈍電位低，故鈦易鈍化。 常溫下鈦表面極易形成由氧化物、氮化物組成的鈍化膜，它在大氣及許多浸蝕性介質中非常穩定，具有很好的抗

6、蝕性。 大氣、海水、氯化物水溶液及氧化性酸(硝酸、鉻酸等)和大多數有機酸中，鈦抗蝕性相當于或超過不銹鋼，在海水中耐蝕性極強，可與白金相比，是海洋開發工程理想的材料。 鈦與生物體相容性好，無毒，適做生物工程材料。 鈦在還原性酸(濃硫酸、鹽酸、正磷酸)、氫氟酸、氯氣、熱強堿、某些熱濃有機酸及氧化鋁溶液中不穩定，會發生強烈腐蝕。另外，鈦合金有熱鹽應力腐蝕傾向。 550以下鈦與氧形成保護作用良好的致密氧化膜。538以下，鈦的氧化符合拋物線規律。但在800以上，氧化膜分解，氧原子以氧化膜為轉換層進入金屬晶格，此時氧化膜已失去保護作用，使鈦很快氧化。 耐蝕性能航空航天、 海洋、化工、 生物醫學材料、運動器

7、材提取工藝提取工藝 ： Kroll 提取工藝熔化工藝熔化工藝： 電渣精煉法Electroslag Refining (ESR) 真空電弧重熔法Vacuum Arc Remelting (VAR) 電子束熔煉 (EBM) 等離子熔煉(PAM) 感應凝殼熔煉法鈦合金的生產 通過下列步驟，鈦礦石 (主要為金紅石，TiO2) 轉變為海綿鈦 ：Cl2 與礦石中的TiO2反應，形成TiCl4；TiCl4經分級蒸餾而凈化；在Ar保護下，液態TiCl4 與 Mg 或Na 反應，獲得海綿鈦。鈦的提取生產過程：鈦鐵礦或金紅石高純度四氯化鈦鎂還原四氯化鈦海綿鈦鈦材和鈦粉。海綿鈦與合金元素混合后液壓成塊狀；塊狀物焊接

8、成熔化電極棒；電極棒經二次或三次真空熔煉得到優質鈦或鈦合金錠。真空電弧重熔法方坯作為電極， 其一端位于交流電加熱的電渣熔池中；熔融金屬與高溫電渣反應，電渣中還可加入合金元素用以調整合金成分；已熔化金屬流經熔渣進入熔池而被提純，最終凝固成電渣精煉鑄錠；精煉時，非金屬雜質和熔渣發生反應，熔融金屬中的夾雜物被電渣吸收去除。屬于非直接結晶，消除了中心結晶孔，提高了均勻性電渣精煉法在惰性氣體保護下在惰性氣體保護下ALDALD真空技術電渣重熔爐真空技術電渣重熔爐在水冷銅坩堝中熔化金屬；所用熱源為等離子槍或電子束 ；與坩堝壁接觸的金屬液形成凝固殼層 (凝固的鈦) ，而熔融的鈦合金浮于殼層上部， 阻止坩堝污染

9、鈦合金熔體；大密度夾雜物沉積到坩堝底部而去除。等離子弧熔煉(PAM)它是對真空電弧熔煉的改進電子束熔煉由爐壁側底面加入要熔化的材料，熔化熱源為電子束。 金屬液體位于坩堝上部，這樣就獲得了優質鑄錠。水冷銅坩堝可避免爐襯材料的污染； 裝入坩堝中的金屬受感應電源的磁場作用而熔化； 熔化的金屬液體在坩堝底、側壁凝固形成殼層；生產低成本、高質量鈦合金。感應凝殼熔煉法 純鈦A可達5060%，Rm300MPa。 純鈦力學性能與純度有關：間隙雜質（氧、氮、碳）含量增加，其強度升高，塑性大幅度降低。 常溫下鈦的塑性比其他六方結構金屬(鎘、鋅、鎂) 要高得多。原因是：滑移模型和晶體中各晶面的層錯能有關，如層錯能低

10、，則全位錯易于分解為不全位錯，以促進滑移的繼續進行；鈦的層錯能比基面小，原在基面上滑移的位錯通過交滑移而轉移到棱柱面上，并可發生分解，這樣基面上的滑移很快終止，而棱柱面上的滑移則發揮著主導作用。反之，對于基面層錯能比較低的金屬，如鎘、鋅、鎂，則0001是主要滑移面。3.3 3.3 純鈦純鈦力學性能 純鈦強度隨溫度升高而降低，加熱到250時抗拉強度減小一半。500以下加熱時斷面收縮率變化很小，而伸長率連續下降；500以上，塑性隨溫度提高而增加，接近轉變溫度時，出現超塑性(A100)。 純鈦有良好的低溫塑性，特別是間隙元素含量很低的型合金適宜在低溫下使用，如在火箭發動機或載人飛船上作超低溫容器。

11、鈦的疲勞性能特點與鋼類似，具有比較明顯的物理疲勞極限，純鈦的反復彎曲疲勞極限為0.60.8Rm，鈦的疲勞性能對金屬表面狀態及應力集中系數比較敏感。 鈦的耐熱性比鐵和鎳低。這與鈦原子自擴散系數大和存在同素異晶轉變有關。鈦的耐磨性較差，通過滲氮、碳、硼可提高其耐磨性。 鈦可進行鍛造、軋制、擠壓、沖壓等各種壓力加工；加熱鋼材用的設備都可用于鈦材加熱，要求爐內氣氛保持中性或弱氧化性氣氛，絕不允許使用氫氣加熱。 鈦的屈強比(RelRm)為0.700.95，變形抗力大；彈性模量相對較低，因此鈦材在加工成型時比較困難。 純鈦具有良好的焊接性能，焊縫強度、延性和抗蝕性與母材相近。為防止焊接時的污染，須采用鎢極

12、氬氣保護焊。 鈦的切削加工較困難。主要原因是鈦的摩擦系數大，導熱性差，熱量主要集中在刀尖上，使刀尖很快軟化；同時鈦的化學活性高，溫度升高易粘附刀具，造成粘結磨損。切削加工時，應正確選用刀具材料，保持刀具鋒銳，并采用良好的冷卻。工藝性能 雜質元素主要有氧、氮、碳、氫、鐵和硅。 氧、氮、碳、氫為間隙型元素；鐵、硅為置換型元素，可以固溶在相或相中，也可以化合物形式存在。 鈦的硬度對間隙型雜質元素很敏感，雜質含量愈多，鈦的硬度就愈高。 綜合考慮間隙元素對硬度的影響，引入氧當量： O當當=O+2N十十0.67 氧當量和硬度的關系為： HV=65+310 O0.5當當。 雜質元素對鈦性能的影響雜質元素對鈦

13、性能的影響Hot-rolled structureHCP phase structure 球形（ 0.3% Fe ）AWS Welding HandbookCan Lead to BrittlenessEspecially in welds (see below) 氫對純鈦及鈦合金性能的影響就是引起氫脆。 氫在-Ti中溶解度比-Ti中大得多，且在-Ti中的溶解度隨溫度降低而急劇減少，當冷卻到室溫時，析出脆性氫化物TiH2，使合金變脆，稱為氫化物氫脆。 含氫-Ti在應力作用下，促進氫化物析出，由此導致的脆性叫做應力感生氫化物氫脆。 溶解在鈦晶格中的氫原子，在應力作用下，經過一定時間會擴散到晶體缺

14、陷處，與那里的位錯發生交互作用，使位錯被釘扎，引起塑性降低。當應力去除并靜置一段時間，再進行高速變形時，塑性又可以恢復，這種脆性稱為可逆氫脆。 鈦及鈦合金中氫含量小于0.015時，可避免氫化物型氫脆，但無法避免應力感生氫化物氫脆和可逆氫脆。 減少氫脆的措施是減少氫含量，如嚴格控制原材料純度、采用真空熔煉、用中性或弱氧化性氣氛加熱、惰性氣體保護焊接、盡量避免酸洗增氫等。用真空退火去氫。氫對純鈦及鈦合金性能的影響 氫可提高高溫形變塑性，即提高熱塑性或超塑性。生產上先將氫滲入合金中，然后高溫變形，再通過真空退火去氫。增塑的原因是氫降低鈦的形變激活能，即降低鈦原子擴散遷移所必須克服的能壘，提高了變形過

15、程中擴散協調變形能力；同時氫原子在高溫下分布較均勻，減小了局部彈性畸變；氫有促進晶粒細化作用，從而改善高溫熱塑性。 氮、氧、碳都提高+ 相變溫度，擴大相區，屬穩定元素。均可提高強度，急劇降低塑性，其影響程度按氮、氧、碳遞減。為了保證合金的塑性和韌性，工業鈦合金中氫、氧、氮、碳含量分別控制在0.015、0.15、0.05，0.1以下。低溫用鈦及鈦合金，由于氧、氮和碳提高塑脆轉化溫度，應盡量降低它們的含量，特別是氧含量。 微量鐵和硅在固溶范圍內與鈦形成置換固溶體，它們對鈦的性能影響沒有間隙雜質元素那樣強烈。作為雜質時，鐵和硅的含量分別要求小于0.3和0.15，但有時也作為合金元素加入。 形變再結晶

16、退火后，相呈等軸狀，稱等軸； 相區緩慢冷卻，相以集束片狀形式沿晶界和晶內有規則的析出，此類形態稱魏氏； 相區快冷，則發生馬氏體轉變，馬氏體形態與純度有關：高純鈦中呈鋸齒狀，工業純鈦中呈片狀，兩者均屬板條狀馬氏體。 純鈦組織基本形態魏氏板條狀條狀馬氏體等軸等軸 工業純鈦退火得到單相組織，屬型鈦合金。 工業純鈦根據雜質含量不同分為TAl、TA2、TA3、 TA4，其中TA為型鈦合金的代號，數字表示合金的序號。鈦的純度隨序號增大而降低，抗拉強度提高，塑性下降。 純鈦只能冷變形強化。當變形度大于30以后，強度增加緩慢，塑性不再明顯降低。 純鈦的熱處理：再結晶退火（ 540700 ）和去應力退火（450

17、600），退火后均采用空冷。 工業純鈦可制成板、管、棒、線、帶材等半成品。 工業純鈦可作為重要的耐蝕結構材料，用于化工設備、濱海發電裝置、海水淡化裝置和艦艇零部件。 工業純鈦的牌號、性能及用途工業純鈦的牌號、性能及用途TA表示組織為表示組織為的鈦合金的鈦合金包括全包括全、近、近和和+化合物合金化合物合金 。以鋁、錫、鋯為主要合金元素，在近型鈦合金中還添加少量穩定化元素，如鉬、釩、鉭、鈮、鎢、銅、硅等 。共共33個牌號。個牌號。 3.4 鈦合金鈦合金鈦合金分類、牌號TB表示組織為的鈦合金包括熱力學穩定型合金、亞穩定型合金和近型合金主要加入的合金元素：Mo、VTC表示組織為的鈦合金：以Ti-Al為

18、基再加適量穩定元素合金類型 Rel/MPaRm/MPaA/%特點型型200500250550152599%純鈦，性能隨氧含量變化近近型型850100095011001215有一定的蠕變抗力， 少量（雜質Fe的穩定作用）可細化晶粒；焊接性能好，可進行鍛造。型型9001200100013001015低溫到400范圍內均有較好的性能；通過熱機械處理很容易改變晶粒結構。型型11001300 12501400610可時效熱處理；時效前的成形性能優良。鈦合金的合金化 鋯、鉿與鈦同族，具有相似的外層電子構造，相同的晶體結構和原子半徑，均有同素異晶轉變，與-Ti及-Ti形成連續固溶體。 合金元素與、均形成連續

19、固溶體相圖鉬、釩、鉭、鈮 都為體心立方結構，與為體心立方結構，與-Ti同晶，同晶，稱為同晶元素。降低相變點，穩定相。 組元達到一定濃度值后，高溫相可穩定到室溫，對應這一濃度值稱為臨界濃度臨界濃度Ck。Ck反映合金元素穩定相能力大小，其值越小穩定相能力就越大。穩定相能力按鉬鉬釩釩 鉭鉭 鈮鈮次序遞減。 加入這類元素的鈦合金組織穩定性好，不會發生共析轉變或包析轉變，同時能強化相，并保持良好的塑性。合金元素與合金元素與-Ti-Ti無限互溶，與無限互溶，與-Ti-Ti有限溶解的相圖有限溶解的相圖 Cr Cr、MnMn、FeFe、CoCo、NiNi、CuCu、SiSi、BiBi、W W、H H 在-Ti

20、中溶解度比在-Ti中大，降低(+) /相變溫度，其穩定相的能力比同晶元素要大。 這類元素與鈦易形成化合物，如Ti-Mn系中形成TiMn()等化合物，含有這類元素的合金從相區冷到共析溫度時，相發生共析分解，這類元素稱為共析元素共析元素。 鉻、鎢鉻、鎢：與-Ti完全互溶，但因原子尺寸或電化學性質與鈦相差較大，在固態還有共析轉變，因此歸入共析元素。 Ti-Cr系共析轉變產物為+TiCr2。 Ti-W系為+富鎢固溶體2。 錳、鐵、鈷錳、鐵、鈷：共析轉變速度極慢，熱處理條件下難以進行共析轉變，稱為慢共析元素慢共析元素(非活性共析元素)； 鎳、銅、硅、銀、氫等鎳、銅、硅、銀、氫等：共析轉變極快，淬火也不能

21、抑制其轉變，稱為快共析元素快共析元素(活性共析元素)。與、鈦均有限互溶，并具有共析轉變的相圖 除錫對相變點影響不大，歸為中性元素外，其它元素都提高相變點，擴大相區，稱為穩定元素。 這類元素為強化相的主要元素，其中鋁和錫應用較多。與和鈦均有限溶解，并有包析反應的相圖：鋁、鎵、錫、硼、碳、氮、氧合金元素合金元素穩定元素穩定元素中性元素間隙元素間隙元素置換元素置換元素間隙元素間隙元素置換元素置換元素置換元素C、N、OAl、GaZr、Sn、Hf、Ge、Ce、La、MgH同晶元素同晶元素共析元素共析元素Mo、V、Ta、Nb慢速分解慢速分解快速分解快速分解Cr、Mn、Fe、CoSi、Cu、Ag、Ni、Y、

22、W、B 鈦合金中的常加入的合金元素：鋁、錫、鋯、鉬、釩、鉻、鋁、錫、鋯、鉬、釩、鉻、鐵、硅、銅、稀土鐵、硅、銅、稀土，其中應用最多的是鋁鋁。鋁： 除工業純鈦外，各類鈦合金中幾乎都添加鋁，鋁主要起固溶強化作用，每添加1Al，室溫抗拉強度增加50MPa。 鋁在鈦中的極限溶解度為7.5；超過極限溶解度后，組織中出現有序相Ti3Al(2)，對合金的塑性、韌性及應力腐蝕不利，故一般加鋁量不超過7。 鋁改善抗氧化性，鋁比鈦還輕，能減小合金密度，并顯著提高再結晶溫度，如添加5Al可使再結晶溫度從純鈦600提高到800。鋁提高鈦固溶體中原子間結合力，從而改善熱強性。在可熱處理合金中，加入約3的鋁，可防止由亞穩

23、定相分解產生的相而引起的脆性。鋁還提高氫在-Ti中的溶解度，減少由氫化物引起氫脆的敏感性。鈦合金鈦合金中常見合金元素的作用中常見合金元素的作用錫和鋯： 屬中性元素，在-Ti和-Ti中均有較大溶解度，常與其他元素同時加入，起補充強化作用。 為保證耐熱合金獲得單相組織，除鋁以外，還加入鋯和錫進一步提高耐熱性；同時對塑性不利影響比鋁小，使合金具有良好的壓力加工性和焊接性能。 錫能減少對氫脆的敏感性。鈦錫系合金中，錫超過一定濃度后形成有序相Ti3Sn，降低塑性和熱穩定性。 為了防止有序相Ti3X(2相)的出現，考慮到鋁和其它元素對2相析出的影響，Rosenberg提出鋁當量公式。 *% 1/3% 1/

24、6% 1/2% 10 %8 9%AlAlSnZrGaO只要鋁當量89，就不出現2相。鉬、釩： 穩定元素中應用最多，固溶強化相，并顯著降低相變點、增加淬透性，從而增強熱處理強化效果。含釩或鉬的鈦合金不發生共析反應，在高溫下組織穩定性好；但單獨加釩，合金耐熱性不高，其蠕變抗力只能維持到400；鉬提高蠕變抗力的效果比釩高，但密度大；鉬還改善合金的耐蝕性，尤其是提高合金在氯化物溶液中抗縫隙腐蝕能力。錳、鉻： 強化效果大，穩定相能力強，密度比鉬、鎢等小，故應用較多，是高強亞穩定型鈦合金的主要加入元素。但它們與鈦形成慢共析反應，在高溫長期工作時，組織不穩定，蠕變抗力低；當同時添加同晶型元素，特別是鉬 時，

25、有抑制共析反應的作用。 硅硅： 共析轉變溫度較高(860)，加硅可改善合金的耐熱性能，因此在耐熱合金中常添加適量硅，加入硅量以不超過相最大固溶度為宜，一般為0.25左右。由于硅與鈦的原子尺寸差別較大，在固溶體中容易在位錯處偏聚，阻止位錯運動，從而提高耐熱性。稀土稀土： 提高合金耐熱性和熱穩定性。稀土的內氧化作用，形成了細小穩定的RExOv顆粒，產生彌散強化。由于內氧化降低了基體中的氧濃度，并促使合金中的錫轉移到稀土氧化物中，這有利于抑止脆性2相析出。此外，稀土還有強烈抑制晶粒長大和細化晶粒的作用，因而改善合金的綜合性能。小結：合金元素的作用： 固溶強化：提高室溫強度最顯著的元素為鐵、錳，鉻、硅

26、，其次為鋁、鉬、釩，而鋯、錫、鉭、鈮強化效果差。穩定相或相：合金元素提高或降低相變點。增強熱處理強化效果：穩定元素增加合金淬透性。消除有害作用：鋁、錫防止相，稀土抑制2相析出，同晶元素阻制相共析分解。改善合金的耐熱性：加入鋁、硅、鋯，稀士等。提高合金的耐蝕性和擴大鈍化范圍：加鈀、釕、鉑，鉬等。 各類合金元素對鈦合金常規力學性能的影響： 穩定元素：鋁的固溶強化效果最大，鋯、錫次之。鋯、錫一般不單獨加入，而是與其它元素復合加入。 同晶元素：合金元素濃度超過相極限溶解度時，將進入+相區，此時合金元素優先溶于相，因而相具有更高的強度和硬度，合金強度將隨組織中相所占比例增加而提高，大約至相和相各占50時

27、強度達到峰值。再增加相數量，強度反而有所下降。強化作用按鉬、釩、鉭、鈮次序遞減。 共析型穩定元素：對合金性能的影晌規律和同晶型元素相似，特別是非活性共析元素鉻、錳、鐵在一般生產和熱處理條件下，共析轉變并不發生，因此可將鉬、釩等組元同等對待，退火組織仍為+相。但在高溫長期使用的耐熱合金，非活性共析元素的存在，將降低材料的熱穩定性。 合金元素對性能的影響合金元素對性能的影響 合金耐熱性取決于金屬基體鍵合能力、原子擴散過程及組織穩定性。鈦合金耐熱性與相圖類型及成分的關系為：單相固溶體的耐熱性隨溶解度增加而提高，當組織中出現第二相時則有所下降；因+兩相組織在加熱時發生轉變，相界附近原子擴散，且原子在相

28、中的擴散比相快，這導致耐熱性下降。所以，耐熱合金以單相組織為宜，常用型或近型鈦合金作為高溫材料。 提高鈦合金固態相變溫度的合金元素，可改善耐熱性。 在相變溫度附近，組織穩定性下降，原子活性增加，從而金屬軟化。因此，耐熱合金的合金化應以穩定元素(如鋁)和中性元素(錫、鋯)為主；穩定化元素中，只有鉬、鎢（強烈提高鈦原子鍵合能力）及硅、銅（提高共析轉變溫度）等元素，在適當濃度范圍內可有效地增加合金的熱強性。某些金屬間化合物的耐熱性高，如Ti-Al系中Ti3Al(2相 、TiAl() 。共析轉變溫度低的合金在高溫易軟化，耐熱性差，如Ti-Mn、Ti-Fe合金。 純鈦： 慢冷時，擴散方式，完成轉變； 快

29、冷時，無擴散方式，馬氏體轉變。 鈦合金：轉變溫度或升高、或降低、或基本保持不變。存在+兩相區，即在一 個溫度范圍內轉變完成。 鈦和鈦合金的轉變具有下列特點：新相和母相存在嚴格的取向關系。如冷卻時，相總是以片狀或針狀有規則析出，形成魏氏組織。 鈦的轉變所需的過冷度或過熱度很小。當加熱溫度超過相變點后，相極易長大，形成粗晶（由于高溫加熱而造成的脆性稱脆性）。相區加熱形成的粗晶，不能像鋼鐵那樣利用同素異晶轉變使之晶粒細化；只有經適當形變再結晶才能消除粗晶魏氏組織。（原因：鈦的兩個同素異晶體比容差小，僅為0.17，而鐵為4.7，同時鈦的彈性模量小，在相變過程中不能產生足夠的形變硬化，以引起基體再結晶，

30、使晶粒細化。）鈦合金鈦合金的相變及熱處理的相變及熱處理 根據合金成分和冷卻條件，加熱到相區的鈦合金可能發生下列轉變： + ： +TixMy+TixMy ： 或或 ： ：密排六方晶格，為六方馬氏體 ：斜方晶格，為斜方馬氏體 ： ：亞穩定六方晶格相在慢冷時的轉變相在慢冷時的轉變相在快冷時的轉變相在快冷時的轉變相在冷卻時的轉變：相在冷卻時的轉變：合金加熱到合金加熱到相區后緩冷相區后緩冷： 相中析出次生。隨著溫度降低，次生相不斷增多，相不斷減少，穩定的組元濃度連續增高。當達到室溫時，兩相分別達到各自平衡濃度，室溫得到+平衡組織。 緩冷時，先在原晶界開始形核長大，形成晶界，然后從晶界向晶內呈集束狀擴展，

31、直至互相接觸為止。相互平行位向一致的一組片狀構成一個群體，稱為集束，相處于片狀相之間，呈連續的或間斷的層片狀，冷卻后形成魏氏(+)。加熱溫度愈高、冷卻愈緩慢，則片愈厚，集束尺寸也愈大，形成位向比較單一的集束，這種組織稱并列式魏氏結構。 冷卻速度較快時，相同時在晶界、晶粒內部獨立生核，這樣群體數目增多，組織細化，這種由多種取向的片狀相構成的組織稱作網狀魏氏結構。相在緩冷時的轉變：相在緩冷時的轉變：加熱到加熱到+兩相區緩冷兩相區緩冷： 與上述轉變主要差別是：原相（初生，與析出的次生相區別）在冷卻時不發生轉變。隨冷卻速度減慢，次生相由晶內形核長大逐步變為在初生相和相界面處成核長大，并與初生連成一體；

32、相呈網絡狀，這些網絡狀也可能進一步集聚成塊狀。加熱溫度較低，相濃度較高，過冷度較大，故轉變組織細密。 +鈦合金：從相區或(+)相區上部溫度連續冷卻時，在轉變時，相界上存在界面相或界面層。界面相由兩層組成，靠近相一邊的層較完整，外觀光滑，稱單片層，具有面心立方結構；靠近相一側的層有許多條痕，稱條紋層，具有六方結構，但和相鄰的相晶體取向關系不同。界面層厚度與冷卻速度有關，在適當的冷卻速度下，厚度達到最大值。界面相是在連續冷卻時向轉變的一個過渡階段，面心立方單片層是轉變的一個中間結構，條紋層已接近完成的轉變。 界面相的存在對兩相鈦合金性能產生影響，疲勞裂紋易在界面層萌生。不同成分鈦合金從不同成分鈦合

33、金從相區淬火時的組織變化規律相區淬火時的組織變化規律： 鈦合金從相區淬火，發生無擴散的馬氏體轉變： 當穩定元素含量少時，轉變為馬氏體馬氏體。 若穩定元素含量高時，轉變為馬氏體馬氏體。 當合金元素含量在臨界濃度附近時，淬火形成亞穩定六方晶 格相相。 轉變與馬氏體轉變的異同點轉變與馬氏體轉變的異同點：相同點相同點：相變速度快，即使很高冷速也不能抑制其進行；母相與相成分相同；轉變具有可逆性，保持共格界面等，故變是一種無擴散轉變。不同點不同點：形核率高，形核容易，長大困難，尺寸細小彌散，表面無浮凸效應。相在快冷時的轉變Ms和和Mf：馬氏體轉變開始溫度和終了溫度。Ms和和Mf隨穩定元素濃度的增加而降低，

34、達到室溫時的對應濃度稱臨界濃度Ck和Ck。對應的淬火溫度稱臨界淬火溫度tk和tk。低于tk淬火，相濃度大于Ck，故淬火時不發生馬氏體轉變。超過tk淬火，相濃度低于Ck故馬氏體轉變得以全部完成。C1CkCkC2C2CkCkC3x成分合金： 相區淬火，由于它與Ms和Mf線均相交，故淬火可得到全部六方馬氏體。C1Ck之間合金之間合金：相區淬火得到斜方馬氏體。CkC2之間的合金之間的合金：高溫淬火，它們僅與Ms線相交，而未達到Mf線，故淬火時只發生部分馬氏體轉變，還有部分未轉變相亞穩定相(m)，室溫得到+m組織。C2Ck之間的合金之間的合金：淬火時發生轉變，且與共生，故淬火得到的組織為+()CkC3之

35、間合金之間合金：相濃度大于CK，故淬火時不發生馬氏體轉變，僅發生轉變，室溫組織為()。大于大于C3合金合金：淬火不發生轉變，而被保留下來。若施加外應力，亞穩定相容易轉變成，稱應力誘發馬氏體應力誘發馬氏體。這種馬氏體具有低的屈服強度、高的應變硬化率和高的塑性，適用于塑性成形。 不同成分合金從不同成分合金從相區淬火，可得到六種組織：相區淬火，可得到六種組織： ；+m；+()，()及m。同一成分成分合金，從不同溫度淬火時組織變化規律： 鈦合金在(+)兩相區不同溫度淬火，所發生組織轉變決定于在加熱溫度下相的成分，其對應關系與相區淬火相同，只是組織中還包含部分不發生轉變的初生相。 tk： 合金淬火，因相

36、濃度大于臨界濃度Ck，故淬火不發生轉變，相應組織為初+m。tktk：淬火發生部分馬氏體轉變，相應組織為初+m。tk：淬火，發生轉變，最終組織為初+。 同一成分合金經不同溫度淬火可得到下列組織：，初初+；初初+；初初+m+m；初初+(+() )及及初初+ m+ m 馬氏體形態和性能馬氏體形態和性能： 根據合金元素含量，馬氏體形態分為兩種基本類型：板條馬氏體馬氏體形態分為兩種基本類型：板條馬氏體和針狀馬氏體和針狀馬氏體。純鈦和低濃度合金組織為板條馬氏體；濃度較高的合金組織為針狀馬氏體。 純鈦淬火組織形態：鋸齒形叢區或鋸齒形晶界，每一叢區內包含純鈦淬火組織形態：鋸齒形叢區或鋸齒形晶界，每一叢區內包含

37、大量相互平行、位向一致的板條狀大量相互平行、位向一致的板條狀，板條內部為高密度位錯。，板條內部為高密度位錯。 隨著合金濃度增加，板條馬氏體轉變為針狀馬氏體，各個針狀隨著合金濃度增加，板條馬氏體轉變為針狀馬氏體，各個針狀取向不同，內部含有大量孿晶。取向不同，內部含有大量孿晶。 合金濃度再增加，淬火形成斜方馬氏體合金濃度再增加，淬火形成斜方馬氏體，其形態與針狀，其形態與針狀 類似，因類似，因MsMs溫度低，形成馬氏體針更為細小，溫度低，形成馬氏體針更為細小，內部有大量密集的內部有大量密集的細孿晶。細孿晶。 鈦合金馬氏體不像鋼那樣能強烈提高硬度鈦合金馬氏體不像鋼那樣能強烈提高硬度。鈦合金硬度略高于固

38、溶體，對合金強化作用不大。這是因為前者是碳的間隙固溶體，這是因為前者是碳的間隙固溶體，碳在晶格中造成的畸變很大，后者是置換型的過飽和固溶體，所引起碳在晶格中造成的畸變很大，后者是置換型的過飽和固溶體，所引起的晶格畸變較小，強化作用小。的晶格畸變較小，強化作用小。當過飽和度達到最大值時，硬度達到第一個峰值。隨后由于形成，使硬度下降，當出現相時，硬度又出現第二個峰值。 相的形態和性能相的形態和性能 鈦合金淬火形成的相尺寸非常細小（直徑約5l0nm）。 相形態、尺寸和穩定性決定于相形態、尺寸和穩定性決定于界面的錯配度界面的錯配度:錯配度錯配度0.5：相呈立方體形，尺寸較小，穩定性較低；相呈立方體形，

39、尺寸較小，穩定性較低；錯配度錯配度0.5：相則呈橢球形，尺寸較大，穩定性較高。相則呈橢球形，尺寸較大，穩定性較高。 淬火態淬火態相近似呈等軸狀，時效相近似呈等軸狀，時效相呈橢球形或立方體形。相呈橢球形或立方體形。 相硬而脆相硬而脆(HB500，0) ，強烈提高合金的硬度和彈性模量，強烈提高合金的硬度和彈性模量，降低塑性降低塑性（由相引起塑性急劇降低的現象，稱脆性）。產生脆產生脆化的原因與位錯不能在其中移動有關。化的原因與位錯不能在其中移動有關。 控制淬火、時效工藝控制淬火、時效工藝、避免低溫時效可避免低溫時效可防止相形成；加鋁、鋁、鋯、錫等能抑制鋯、錫等能抑制相的形成相的形成。這是由于鋁促進回

40、火時相的形成，而相長大要消耗相和相，因而降低相的穩定性。鋯和錫與穩定元素一起提高相穩定性，而抑制相形成。 鈦合金淬火形成的、和m是亞穩定相，處于熱力學不穩定狀態，加熱時將發生分解。 亞穩相的分解過程與亞穩相的類型及合金成分、亞穩相的分解過程與亞穩相的類型及合金成分、時效規范有關時效規范有關，但最終分解產物為平衡組織或+TixMy。 時效分解過程的某一階段，可以獲得彌散的相，使合金產生彌散強化，這就是鈦合金淬火時效強化的基本原理。下面對各亞穩定相分解分別予以討論。時效過程中亞穩定相的分解時效過程中亞穩定相的分解 六方馬氏體相有三種分解方式 + GP區過渡相+ TixMy +TixMy 含有含有同

41、晶元素的鈦合金同晶元素的鈦合金：相按分解， 從相中直接析出，在相界及內部孿晶界面上不均勻形核。當合金濃度低時(平衡相少)，基體可發生再結晶，消除針狀痕跡。而合金濃度較高時，沿相邊界析出，形成連續片層狀，阻止相再結晶，保留針狀的外形。 含有快共析元素的鈦合金快共析元素的鈦合金：按分解。如Ti-Cu系合金與鋁合金時效分解相似，先形成與母相共格的富銅GP區，然后再過渡到半共格的中間相(可能是Ti3Cu)，最后形成非共格的Ti2Cu。 含有慢共析元素的鈦合金慢共析元素的鈦合金：按分解，時效初期從相直接析出相，然后從相再析出化合物TixMy。該過程非常緩慢，故在一般時效處理后，組織仍為+相。的分解的分解

42、： 根據鈦合金Ms點高低，斜方馬氏體以下列兩種方式分解： + 相再分解相再分解 合金Ms點明顯高于室溫時，按分解。先在相中均勻成核形成相，隨后相不斷長大，最后可能在原晶界處形成粗片狀的+。 合金Ms點接近室溫時，按 分解，時效初期形成相，然后相再分解。的分解： 依據合金成分及時效規范，亞穩定亞穩定m可按以下三種方式分解 m+ m+ + m+ 含共析型穩定元素的合金，最終平衡組織為+TixMy。 合金含量較低的鈦合金在高溫(500)時效時，m按 分解，從m中直接析出。 合金濃度較高的鈦合金在較低溫度(300400)時效，則按分解，經中間過渡相，逐步轉變為平衡組織+。 合金濃度高或添加抑制形成元素

43、的合金，不出現 時，則按 分解，先形成粒子尺寸極小的過渡相，具有與m相同的晶體結構，然后再轉變為平衡組織+。mm相的分解相的分解： 時效形成的結構和性能與淬火形成的相似，但時效中 轉變伴隨有成分變化，為擴散型轉變。 相分解形成的相實為穩定元素在-Ti中的一種過飽和固溶體，可能有以下幾種形式：相在原來晶界和相界上不均勻形核，長大并吞食。如Ti-11.6Mo合金：450時效時原晶界上出現粗片(+)相；相首先溶解，然后從相中析出相；延長時效時間或提高時效溫度，相逐漸失去穩定性而直接轉變為相或相。鈦及鈦合金加熱和冷卻時的轉變可以歸納為：鈦及鈦合金加熱和冷卻時的轉變可以歸納為：同素異晶轉變；固溶體分解，

44、+；共析轉變，TixMy；馬氏體轉變，(或)；轉變，；亞穩定相的分解，m，過渡相+(或+ TixMy)。退火用于各種鈦合金，是純鈦和型鈦合金的唯一熱處理方式淬火時效：用于+、+化合物和亞穩定型鈦合金。退火退火 退火：消除應力，提高塑性及穩定組織。 工藝：去應力退火、再結晶退火、雙重退火、等溫退火和真空去氫退火等。 去應力退火：消除冷變形、鑄造及焊接等工藝過程中產生的內應力，退火過程主要發生回復。退火溫度一般為450650。消除應力退火所需時間取決于工件厚度和殘余應力大小。 完全退火：消除加工硬化、穩定組織和提高塑性。這一過程主要發生再結晶，也稱再結晶退火；同時也有相、m相在組成、形態和數量上的

45、變化，大部分和+鈦合金都是在完全退火狀態下使用。退火溫度介于再結晶溫度和相變溫度之間，如果超過Ts點，因形成粗大魏氏組織而使合金性能惡化。鈦合金的熱處理：退火、淬火時效、鈦合金的熱處理：退火、淬火時效、化學熱處理 型和低濃度型和低濃度+型合金：型合金：退火溫度為650800，冷卻方式采用空冷。 高濃度高濃度+型合金型合金：要控制退火后的冷卻速度，因冷卻速度不同，會影響相的轉變方式，空冷后強度明顯高于爐冷。 亞穩定亞穩定型合金型合金：退火溫度應在T以上80100，冷卻采用快冷，慢冷使相析出，降低塑性。 耐熱鈦合金：耐熱鈦合金：保證在高溫及長期應力作用下組織及性能穩定，常用雙重退火；第一次高溫退火

46、是使再結晶充分進行，并控制初生相數量；第二次低溫退火是使組織更接近于平衡狀態。 穩定元素含量較高的穩定元素含量較高的+型合金：型合金：用等溫退火，這是因相穩定性高，空冷不能使相充分分解，而采用等溫冷卻，使相完全轉變。 真空退火：是消除氫脆的主要措施之一，氫在鈦中的溶解析出過程是可逆的。故可采用真空退火方法降低鈦中的氫濃度。退火溫度為650680，保溫16 h，真空度應不低于1.3310-1Pa。 退火工藝：退火工藝：空冷后在粗大晶粒上析出針狀，這種組織對應著較高斷裂韌性和蠕變抗力，但使室溫塑性降低。 鈦合金與鋼鐵強化機制的區別鈦合金與鋼鐵強化機制的區別主要為：鋼淬火所得馬氏體硬度高，強化效果大

47、，回火使鋼軟化。而鈦合金淬火所得馬氏體硬度不高，強化效果小，回火使鈦合金產生彌散強化。鋼只有一種馬氏體強化機理，而同一成分的+型鈦合金有兩種強化機理：高溫淬火相中所含穩定元素小于臨界濃度，得到馬氏體，時效時馬氏體分解產生彌散強化；低溫淬火相中所含穩定元素大于臨界濃度，得到亞穩定m”，再經時效，m相分解為彌散相使合金強化。淬火時效（強化熱處理）淬火時效（強化熱處理）時效強化效果時效強化效果 取決于合金元素的性質、濃度及熱處理規范。因為這些因素將影響所形成的亞穩定相結構、數量、分解程度及彌散性。同一合金系同一合金系：相同淬火時效條件下，強化效果隨合金濃度的增加而提高。一般在臨界濃度Ck附近，達到強

48、化峰值，對應Ck濃度合金淬火可獲得100的亞穩相，而且相在時效過程中，分解也最充分。越過CK值，過冷相穩定性增加，時效分解程度下降，強化效果反而減弱。不同成分的合金不同成分的合金：穩定相能力越強的元素，時效強化效果越大。多種元素同時加入比單一元素強化效果大，除時效彌散強化外，還有固溶強化。一定成分的合金一定成分的合金：時效強化效果取決于所選的熱處理工藝，淬火溫度愈高，時效強化效果愈顯著，但高于臨界點淬火，由于晶粒過分粗大而導致脆性，因此工業鈦合金除型合金外，均采用兩相區加熱后淬火，淬火溫度處于tKtK之間。退火態鈦合金強度隨合金元素含量增加而線性增加 ； 相區淬火 將因馬氏體相變而強度提高（提

49、高程度取決于合金成分） ；對高合金的鈦合金，相區的快淬獲得的強度較低，但時效后將獲得最高強度；對低合金鈦合金，相區的快淬獲得的最大強度在Mf點。化學熱處理 鈦合金的摩擦系數較大，耐磨性比鋼約低40，還原性介質中的抗腐蝕性差。 滲氮：密封爐中750950加熱，通入純氮氣，保溫3040h，或在氮氬混合氣中進行離子氮化。氮化后表面形成由氮化物和含氮的固溶體組成的氮化層，滲層厚度可達0.060.08mm，氮化物有(TiN)和(Ti2N)兩種，前者比后者脆性大，故氮化時要求獲得以相為主的氮化物。氮化層的硬度比未氮化時表層高約24倍，明顯提高合金的耐磨性，同時還改善在還原性介質中的抗蝕性。 滲氧：在空氣或

50、硼酸鹽浴中加熱，溫度為700850，保溫210h，表面形成富氧固溶體和一薄層氧化物，滲氧層厚度0.020.08mm，滲氧后需將氧化物薄層清除掉，以減少脆性。滲氧可將合金耐蝕性提高79倍，但使塑性和疲勞強度下降。 鈦合金的污染： 鈦合金在空氣中加熱，1000以下主要是氧滲入，由于氮在鈦中擴散系數小，氮含量基本不增加。因此，污染層中主要是富氧的固溶體和 氧化鈦。氧化鈦容易清除，主要影響性能的是富氧的層。加熱溫度越高，保溫時間越長，合金加熱最理想是在真空中或干燥純氬氣中加熱，但這樣將增加產品的成本。除薄板和重要產品外，半成品和一般產品均在空氣爐中加熱。為減輕污染，應盡量降低加熱溫度和縮短加熱時間，或

51、采用保護涂料加熱，爐膛氣氛保持中性或弱氧化性，不允許在還原氣氛中加熱，以免增氫，處理之后將材料表面的氧化層清除掉。 TA7合金：合金： 為型鈦合金，屬Ti-Al-Sn系(Ti-5Al-2.5Sn) 合金元素作用：鋁和錫起穩定和固溶強化作用。 性能特點： 具有中等強度和較高的耐熱性，可在具有中等強度和較高的耐熱性，可在400下長期工作下長期工作。 具有良好的低溫性能和焊接性能具有良好的低溫性能和焊接性能。 隨溫度降低，強度升高，塑性略有下降。間隙元素含量低的合金，在250時仍保持良好的塑性，用于超低溫高壓容器，多以管材供應。 冷熱加工性較差冷熱加工性較差。 軋制工藝對熱成型影響較大，軋制溫度為7

52、50左右，具有較好的熱成型性，高溫軋制塑性反而降低，原因是晶粒粗化，但通過交叉軋制改善組織，可提高熱塑性。 典型鈦合金典型鈦合金TC4(Ti-6Al-4V)： +型合金，國際上一種通用型鈦合金，其用量占鈦合金總消耗量50左右。在航空工業上多用于做壓氣機葉片，盤和緊固件等；當間隙元素含量低時，具有良好的低溫性能，可制作在196下使用的低溫容器。合金成分特點： 鋁：基本組元，用以保證合金在常溫及高溫下的性能。 釩：賦予合金熱處理強化能力，可改善塑性；同晶型元素，不存在共析反應，故組織穩定性較好，長期使用溫度可達350；可減少Ti-Al系合金形成相的危險以及減輕鋁的偏析。 TC4合金處于+相區，轉變

53、溫度為996。在平衡條件下，相約占7l0。 組織與性能特點 TC4合金平衡組織為+，其形態為魏氏+和等軸+。 熱加工后組織取決于變形溫度、變形量及隨后熱處理工藝。如在兩相區加工，變形量小于50，不能將粗大組織破碎，只有增大變形量才能將原晶界、和條破碎；熱軋溫度提高，組織由等軸狀變為網籃狀和粗大魏氏組織，同時屈服強度略有下降，斷裂韌性明顯提高。 950以下加熱，冷卻方式對性能的影響較小，合金具有較高的綜合性能；950以上加熱，合金強度隨冷卻速度增加而提高，但塑性、韌性下降，故TC4合金熱處理溫度不應越過950。熱處理：退火和淬火時效 普通退火：75080012 h空冷，得到不完全再結晶組織，故又

54、稱不完全退火。 再結晶退火： 930950加熱，以保證相發生充分再結晶，隨爐冷至540以下空冷。 淬火時效工藝：930950水冷54048 h。性能特點： TC4合金綜合性能良好，使用溫度范圍寬(400-196)，合金組織和性能穩定，合金化簡單，工藝易掌握，適合大規模生產（棒料、鍛件和中厚板材）。 當合金組織為細小等軸+組織，在 800925范圍內，以一定變形速率進行拉伸，合金呈現超塑性。據此可生產出精密的復雜鍛件和鈑金件，以減少工序，降低成本。 性能不足：如冷變形性能差，難于軋制成薄板和薄壁管材；淬透性低(小于25mm)，限制了時效強化的應用。TB2(Ti-5Mo-5V-8Cr-3Al) 亞

55、穩定型合金，在固溶狀態下有良好的冷成型性，時效后抗拉強度為13231363MPa，延伸率保持在78。用它冷鐓成鉚釘和螺栓用于飛機上，用箔材(0.150.25mm)吹塑成型制成的高強度高剛度波紋殼體用于衛星上。 TB2合金相變點750760，時效強化效果隨固溶溫度升高而增加；且水冷強化效果比空冷大，在接近T 點時強度達到最大值。故固溶溫度常選在稍高于T (800)，水淬后在5008h。 TB3(Ti-10Mo-8V-1Fe-3.5Al) 亞穩定型合金，固溶態下有良好的塑性和冷成型性，尤其是冷鉚工藝性好，能進行冷手鉚和冷壓鉚，可獲得1400MPa以上的強度。彈性極限e高和彈性模量E低，故有高的彈性

56、(eE)和高的彈性比功(e22E)，且在20300范圍內彈性穩定，彈性后效值只有銅基、鐵基、鈹青銅的50，用來代替Cr 17Ni2制作YCB-10D應變壓力傳感器膜片。TB5（Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al） 高韌性合金，冷成型性能優異，薄板、帶材和箔材。固溶時效處理后其強度可超過TC4合金約50，性能均勻。如在B1轟炸機上用它制作的零件達250個，用它取代強度較低的TA7和必須熱成型的TC4合金。合金的冷成型性能優良、各向異性較小，適于鈑金成型。 TB5合金具有很好的超塑性，在680900下拉伸，當變形速率=104 108s-1時，延伸率可達400490，應變速率敏感系數m=0.350

57、.40，適于航空部門制造形狀復雜的零件和蜂窩結構。 TB5合金的T為7605。加熱到800水冷或空冷，得到最低的屈強比和較高的塑性，固溶處理后的組織為單相，這對于冷成型十分有利。固溶溫度過低(如700)或過高(如900)，因組織中存在較多的相或晶粒粗大，均會提高屈強比和降低塑性，對冷成型不利。TB6（Ti-10V-2Fe-3Al） 近型高強高韌合金，具有高淬透性和優良成型性，適用于做航空鍛件。b1105MPa時，K1c60MPa m-0.5。該合金已用于波音757客機 和F-18戰斗機等，用該合金代替TC4合金可以減重20，用它代替30CrMnSiA時，可減重40。 T800810，加熱到T以上淬火，相處于機械不穩定狀態， Ms點低于室溫，但形變誘發馬氏體轉變點Ms高于室溫，在淬火應力作用下，發生應力誘發馬氏體轉變，