一、鈦合金的熱處理特點

（1）馬氏體相變不會使鈦合金的性能發(fā)生顯著變化。這個特點與鋼的馬 氏 體相變不同，鈦合金的熱處理強化只能依賴淬火形成的亞穩(wěn)相(包括馬氏體相)的時效分解，況且對于純a型鈦合金熱處理的方法基本上不能有效，即鈦合金的熱處理主要用于α+β型鈦合金。

（2）熱處理應該避免形成ω相。形成ω相會使鈦合金變脆，正確選擇時效工藝(例如，采用較高的時效溫度)即可使ω相分解。

（3）利用反復相變難于細化鈦合金晶粒。這一點也不同于鋼鐵材料，大多數(shù)的鋼可以利用奧氏體與珠光體(或鐵素體、滲碳體)的反復相變控制新相形核與長大，達到晶粒細化的目的，而鈦合金中沒有這樣的現(xiàn)象。

（4）導熱性差。導熱性差可導致鈦合金，尤其是α+β鈦合金的淬透性差，淬火熱應力大，淬火時零件易翹曲。由于導熱性差，鈦合金變形時易引起局部溫升過高，使局部溫度有可能超過β轉變點而形成魏氏組織。

（5）化學性活潑。熱處理時，鈦合金易與氧和水蒸氣反應，在工件表面形成具有一定深度的富氧層或氧化皮，使合金的性能降低。同時鈦合金熱處理時容易吸氫，引起氫脆。

（6）β轉變點差異大。即使是同一成分，但由于冶煉爐次的不同，其β轉變溫度有時差別很大。

（7）在β相區(qū)加熱時，β晶粒長大傾向大。β晶粒粗化可使合金塑性急劇下降，故應嚴格控制加熱的溫度和時間，并慎用在β相區(qū)加熱的熱處理。

二、鈦合金的熱處理類型

鈦合金的相變是鈦合金熱處理的基礎，為了改善鈦合金的性能，除采用合理的合金化外，還要配合適當?shù)臒崽幚聿拍軐崿F(xiàn)。鈦合金的熱處理種類較多，常用的有退火處理、時效處理、形變熱處理和化學熱處理等。

1.退火處理

退火適用于各種鈦合金，其主要目的是消除應力，提高合金塑性及穩(wěn)定組織。退火的形式包括去應力退火、再結晶退火、雙重退火、等溫退火和真空退火等，

（1）去應力退火。為了消除鑄造、冷變形及焊接等工藝過程中產生的內應力，可采用去應力退火。去應力退火的溫度應低于再結晶溫度，一般為450~650℃，所需的時間取決于工件的截面尺寸、加工歷史及所需消除應力的程度。

（2）普通退火。其目的是使鈦合金半成品消除基本應力，并具有較高的強度和符合技術條件要求的塑性。退火溫度一般與再結晶開始溫度相當或略低，此種退火工藝一般冶金產品出廠時使用，所以又可以稱為工廠退火。

（3）完全退火。目的是完全消除加工硬化，穩(wěn)定組織和提高塑性。這一過程主要發(fā)生再結晶，故亦稱再結晶退火。退火溫度***好介于再結晶溫度和相變溫度之間，如果超過了相變溫度會形成魏氏組織而使合金的性能惡化。對于各種不同種類的鈦合金，退火的類型、溫度和冷卻方式均不同。

（4）雙重退火。為了改善合金的塑性、斷裂韌性和穩(wěn)定組織可采用雙重退火。退火后的合金組織更加均勻和接近平衡狀態(tài)。耐熱鈦合金為了保證在高溫及長期應力作用下組織和性能的穩(wěn)定，常采用此類退火。雙重退火是對合金進行兩次加熱和空冷。***次高溫退火加熱溫度高于或接近再結晶終了溫度，使再結晶充分進行，又不使晶粒明顯長大，并控制ap相的體積分數(shù)?？绽浜蠼M織還不夠穩(wěn)定，需進行第二次低溫退火，退火溫度低于再結晶溫度，保溫較長時間，使高溫退火得到的亞穩(wěn)β相充分分解。

（5）等溫退火。等溫退火可獲得***好的塑性和熱穩(wěn)定性。此種退火適用于β穩(wěn)定元素含量較高的雙相鈦合金。等溫退火采用分級冷卻的方式，即加熱至再結晶溫度以上保溫后，立即轉入另一較低溫度的爐中（一般600~650℃）保溫，而后空冷至室溫。

2.淬火處理

淬火時效是鈦合金熱處理強化的主要方式，利用相變產生強化效果，故又稱強化熱處理。鈦合金熱處理的強化效果決定于合金元素的性質、濃度及熱處理規(guī)范，因為這些因素影響合金淬火所得的亞穩(wěn)定相的類型、成分、數(shù)量和分布，以及亞穩(wěn)定相分解過程中析出相的本質、結構、彌散程度等，而這些又與合金的成分、熱處理工藝規(guī)范和原始組織有關。

對于成分一定的合金，時效強化效果取決于所選的熱處理工藝。淬火溫度越高，時效強化效果越明顯，但高于β轉變溫度淬火，由于晶粒過分粗大而導致脆性。對于濃度較低的兩相鈦合金可采用較高溫度淬火，以獲得更多的馬氏體，而濃度較高的兩相鈦合金則選用較低溫度淬火，以得到較多的亞穩(wěn)β相，這樣可以獲得***大的時效強化效果。冷卻方式一般選用水冷或者油冷，淬火的過程要迅速，以防止β相在轉移過程中發(fā)生分解，降低時效強化效果。時效溫度和時間的選擇應以獲得***好的綜合性能為準則，一般α+β型鈦合金時效溫度為500~600℃，時間4~12h；而β型鈦合金的時效溫度為450~550℃，時間8~24h，冷卻方式均采用空冷。

3.形變熱處理

形變熱處理是將壓力加工（鍛、軋等）與熱處理工藝有效地結合起來，可同時發(fā)揮形變強化與熱處理強化的作用，得到與單一的強化方法所不能獲得的組織與綜合性能。常見的形變熱處理工藝如圖2所示。不同類型的形變熱處理按照變形溫度與再結晶溫度和相轉變溫度的關系進行分類，按變形溫度分為:

（1）高溫形變熱處理。加熱到再結晶溫度以上，變形40%~85%后迅速淬火，再進行常規(guī)的時效熱處理。

（2）低溫形變熱處理。在再結晶溫度以下進行變形50%左右，隨后再進行常規(guī)的時效處理。

（3）復合形變熱處理。將高溫形變熱處理和低溫形變熱處理結合起來的一種工藝。

4.化學熱處理

鈦合金的摩擦系數(shù)較大，耐磨性差(一般比鋼約低40%)，在接觸表面上容易產生黏結，引起摩擦腐蝕。在氧化介質中鈦合金的耐腐蝕性較強，但在還原介質(鹽酸、硫酸等)中的抗腐蝕性較差。為了改善這些性能，可采用電鍍、噴涂和化學熱處理(滲氮、滲氧等)等方法。滲氮后的氮化層硬度比未氮化時表層高2~4倍，因而明顯提高合金的耐磨性，同時還改善合金在還原性介質中的抗蝕性；滲氧可將合金耐蝕性提高7~9倍，但合金的塑性和疲勞強度會有不同程度的損失。

三、鈦合金的顯微組織特征

在鈦合金特別是α+β雙相鈦合金中，可以觀察到各式各樣的組織。這些組織在形貌、晶粒尺寸和晶內結構上均各不相同，主要取決于合金成分、變形工藝和熱處理過程。一般鈦合金的組織有兩個基本相，即α相和β相。鈦合金的力學性能在很大程度上取決于這兩個相的比例、形態(tài)、尺寸和分布。鈦合金的組織類型基本上可分為四大類，即魏氏組織(片層組織)、網(wǎng)籃組織、雙態(tài)組織及等軸組織。圖3為鈦合金各類典型組織形貌特征。表1給出了TC4鈦合金在四種典型組織狀態(tài)下對應的合金性能指標，可見不同組織下的性能差異較大。

1.片層組織

其特點是粗大的原始β晶粒和完整的晶界α相，在原始β晶粒內形成尺寸較大的“束集”，同一“束集”內有較多的。片彼此平行，成同一取向，如圖3(a)所示。這種顯微組織是合金在β相區(qū)加熱后未變形或變形量不大的情況下，較慢地從β相區(qū)冷卻下來形成的組織。當合金具有這種組織時，其斷裂韌性、持久和蠕變強度好，但塑性、疲勞強度、抗缺口敏感性、熱穩(wěn)定性和抗熱應力腐蝕性很差，它們隨α“束集”的大小和晶界α的厚度而異，α“束集”變小，晶界α變薄，綜合性能好轉。

2.網(wǎng)籃組織

其特點是原始β晶粒邊界在變形過程中被破壞，不出現(xiàn)或僅出現(xiàn)少量分散分布的顆粒狀晶界α，原始β晶粒內的α片變短，α“束集”尺寸較小，各片叢交錯排列，猶如編織網(wǎng)籃狀，如圖3(b)所示。當合金在β相區(qū)加熱或開始變形，或者在(α+β)雙相區(qū)的變形量不夠大時一般會形成這種顯微組織。細小的網(wǎng)籃組織不僅有較好的塑性、沖擊韌性、斷裂韌性和高周疲勞強度，還具有較好的熱強性。

3.雙態(tài)組織

其特點是在p轉變組織的基體上分布有互不相連的初生α，但總含量不超過50%，如圖3(c)所示。當鈦合金熱變形或熱處理的加熱溫度低于β轉變溫度較少時，一般可獲得雙態(tài)組織。雙態(tài)組織指組織中的α相有兩種形態(tài)，一種為等軸狀的初生α相;另一種為β轉變組織中的片狀α相，與初生α相對應，這種片狀。相亦稱為次生α相或二次α相。當合金在(α+β)雙相區(qū)較高溫度和較大變形時會形成這種組織。

4.等軸組織

其特點是在均勻分布的含量超過50%的初生α相基體上，分布著一定數(shù)量的轉變β組織，如圖3(d)所示。鈦合金的變形加工和熱處理全部在(α+β)雙相區(qū)或α相區(qū)進行，且加熱溫度低于β轉變溫度較多時，一般可獲得等軸組織。同其他組織相比，這類組織的塑性、疲勞強度、抗缺口敏感性和熱穩(wěn)定性好，但斷裂韌性、持久、蠕變強度差一些。由于這類組織有較好的綜合性能，目前采用***廣泛。

四、熱處理工藝對鈦合金顯微組織演化的影響

鈦合金的熱處理工藝如圖4所示。主要控制的參數(shù)是固溶溫度、固溶時間、冷卻方式[包括水冷(water quench，WQ)、油冷(oil quench，OQ)、空冷(air cooling，AC)和爐冷(fumace cooling，F(xiàn)C)]、時效溫度和時效時間。

1.固溶溫度對TC21合金顯微組織的影響

圖5為TC21合金在不同固溶溫度下的顯微組織。由圖5可知，隨著固溶溫度的升高，α_p相的體積分數(shù)減少，當固溶溫度高于T_β后，α_p相消失。在940℃固溶處理，由于等軸α_p相的阻礙，β晶粒的晶界發(fā)生彎曲弓出，如圖5(c)中的箭頭所示。在1000℃固溶處理(>T_β)，α_p相消失，由于β晶粒晶界移動的阻礙消失，β晶粒急劇長大，平均直徑可達300μm左右，如圖5(d)所示。

由此可見，固溶溫度對TC21合金的顯微組織影響顯著。在(α+β)雙相區(qū)固溶時，α_p相的尺寸、形態(tài)與分布將直接影響著β晶粒的尺寸。鈦合金的。α_p相和β晶粒尺寸對合金的力學性能起著至關重要的作用。為了避免β晶粒的快速長大，TC21合金的固溶溫度應選擇在T_β以下為佳，這樣可以獲得晶粒尺寸比較合適，并且由初生相和次生相混合的雙態(tài)組織。

2.固溶時間對TC21合金顯微組織的影響

圖6為TCIZ合金固溶處理4h空冷后的顯微組織。由圖6與圖5(a)和(b)可知，隨著固溶時間的增加，TC21合金中ap相的體積分數(shù)以及分布規(guī)律并沒有發(fā)生顯著的變化。由此可見，當固溶處理達到一定時間之后，TC21合金的顯微組織對固溶處理時間不敏感，只是固溶處理溫度對合金的固溶組織起著決定性的作用。

3.冷卻方式對TC21合金顯微組織的影響

圖7為冷卻方式對TC21合金顯微組織的影響。由圖7可知，冷卻方式對TC21合金固溶處理后的顯微組織影響明顯，在WQ和OQ條件下，由于冷卻速度較快，只有亞穩(wěn)β形成而沒有β_T形成，而在AC條件下，有一定量的β_T形成；在WQ和OQ條件下獲得的α_p相尺寸比AC條件下獲得的α_p相稍小一些。此種差異是由于AC的冷卻速度較慢，合金中的α_p相在冷卻過程中可以較充分的長大（造成AC條件下合金中α_p相含量增加并且聚集長大）。高溫下的β相在較慢的冷卻過程中也可以得到較充分的轉變而形成β_T。

4.時效溫度對TC21合金組織的影響

圖8為TC21合金在500℃和600℃時效的組織照片。由圖8可知，合金時效后的組織組成為α_p相+β_T相。隨時效的進行，次生α相發(fā)生長大合并;隨著時效溫度的升高，次生的α相逐漸增多。如圖8(a)、(b)和(c)所示，在500℃時效，由于時效溫度偏低，固溶處理得到的亞穩(wěn)β在時效過程中缺乏分解的驅動力，形成的次生相比較少。

5.時效時間對TC21合金組織的影響

圖9為TC12合金在550℃時效不同時間的組織照片。由圖9可知，隨時效時間的延長，β_T不斷增多，而α_p相的尺寸未見明顯的變化，只是出現(xiàn)了合并長大現(xiàn)象，尺寸較大的次生條狀α相也出現(xiàn)了合并長大現(xiàn)象。

6.熱處理對典型鈦合金顯微組織的影響

通過控制TC12合金和Ti60合金的熱處理工藝條件，獲得了 LM組織(lamellar microstructure，LM)和雙態(tài)組織(bimodal microstructure，BM)兩大類，如圖10所示。

由圖10(d)和(e)可知，Ti600合金固溶溫度選擇在T_b(l010℃)以上和以下分別可以獲得LM組織和BM組織。LM組織的片層厚度為2~3μm；BM組織中α_p相的體積分數(shù)約為20%，其平均直徑約為15μm。

圖10(f)為BM組織Ti600合金在600℃熱暴露(thermal exposure , TE) 100h后的顯微組織。僅從圖10(e)和(f)所示的顯微組織并不能分辨出BM組織和BM +TE組織的差異。高溫鈦合金在長期時效或熱暴露的過程中，其富含Al的α_p相中容易析出α₂ (Ti₃Al)相。通過透射電鏡觀察可知，α₂相在熱暴露后BM組織Ti600合金的α_p相中被發(fā)現(xiàn)，如圖11所示。

來源：材易通

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