鈦合金的相變及熱處理

1、第4章鈦合金的相變及熱處理可以利用鈦合金相變誘發(fā)的超塑性進行鈦合金的固態(tài)焊接，接頭強度接近基體強度。4.1同素異晶轉(zhuǎn)變1 .高純鈦的B相變點為882.5C,對成分十分敏感。在882.5C發(fā)生同素異晶轉(zhuǎn)變：a(密排六方)-0(體心立方)，a相與B相完全符合布拉格的取向關系。2 .掃描電鏡的取向成像附件技術(Orientation-ImagingMicroscopy,OIM)3 .MB界面相是一種真實存在的相，不穩(wěn)定，在受熱情況下發(fā)生明顯變化，嚴重影響合金的力學性能。4 .純鈦的浜變的過程容易進行，相變是以擴散方式完成的，相變阻力和所需要的過冷度均很小。冷卻速度大于每秒200c時，以無擴散發(fā)生馬氏

2、體轉(zhuǎn)變，試樣表面出現(xiàn)浮凸，顯微組織中出現(xiàn)針狀ao轉(zhuǎn)變溫度會隨所含合金元素的性質(zhì)和數(shù)量的不同而不同。5 .鈦和鈦合金的同素異晶轉(zhuǎn)變具有下列特點：(1)新相和母相存在嚴格的取向關系(2)由于B相中原子擴散系數(shù)大，鈦合金的加熱溫度超過相變點后，B相長大傾向特別大，極易形成粗大晶粒。(3)鈦及鈦合金在B相區(qū)加熱造成的粗大晶粒，不像鐵那樣，利用同素異品轉(zhuǎn)變進行重結(jié)晶使晶粒細化。鈦及鈦合金只有經(jīng)過適當?shù)男巫冊俳Y(jié)晶消除粗晶組織。4.2B相在冷卻時的轉(zhuǎn)變冷卻速度在410C/S以上時，只發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變；冷速在41020C/s時,發(fā)生塊狀轉(zhuǎn)變；冷卻繼續(xù)降低，將以擴散型轉(zhuǎn)變?yōu)橹鳌?. B相在快冷過程中的轉(zhuǎn)變鈦合金自

3、高溫快速冷卻時，視合金成分不同，B相可以轉(zhuǎn)變成馬氏體a或小或過冷B等亞穩(wěn)定相。(1)馬氏體相變在快速冷卻過程中，由于B相析出a相的過程來不及進行，但是B相的晶體結(jié)構(gòu)，不易為冷卻所抑制，仍然發(fā)生了改變。這種原始B相的成分未發(fā)生變化，但晶體結(jié)構(gòu)發(fā)生了變化的過飽和固溶體是馬氏體。如果合金的溶度高，馬氏體轉(zhuǎn)變點Ms降低至室溫一下，B相將被凍結(jié)到室溫，這種B相稱過冷B相或殘留B相。若B相穩(wěn)定元素含量少，轉(zhuǎn)變阻力小，B相由體心立方晶格直接轉(zhuǎn)變?yōu)槊芘帕骄Ц?，這種具有六方品格的過飽和固溶體稱六方馬氏體，以a表示。若B相穩(wěn)定元素含量高，品格轉(zhuǎn)變阻力大，不能直接轉(zhuǎn)變?yōu)榱骄Ц瘢荒苻D(zhuǎn)變?yōu)樾狈骄Ц?，這種具有斜方品

4、格的馬氏體稱斜方馬氏體，以a裳示。馬氏體相變是一個切變相變，在轉(zhuǎn)變時，B相中的原子作集體的、有規(guī)律的進程遷移，遷移距離較大時形成六方a相，遷移距離較小時形成斜方a相；馬氏體相變開始溫度Ms;馬氏體相變終了溫度Mf0鈦合金中加入Al、Sn、Zr將擴大a相區(qū)，使B相變點升高；V、Mo、Mn、Fe、Cr、Cu、Si將縮小a相區(qū)(擴大B相區(qū))，使B相變點降低。B相中原子擴散系數(shù)很大，鈦合金的加熱溫度一旦超過B相變點，B相將快速長大成粗晶組織，即B脆性，故鈦合金淬火的加熱溫度一般均低于其B相變點。B相穩(wěn)定元素含量越高，相變過程中晶格改組的阻力就越大，因而轉(zhuǎn)變所需的過冷度越大，MsMf越低。六方馬氏體有兩

5、種組織形態(tài)。合金元素含量少時，Ms點高，形成塊狀組織，在電子顯微鏡下呈板條狀馬氏體；合金元素含量高時，Ms點低，形成針狀組織，在電子顯微鏡下呈針狀馬氏體。板條狀馬氏體內(nèi)有密集的位錯，基本沒有李品；針狀馬氏體內(nèi)有大量的細乎晶。?鈦合金的馬氏體不能顯著提高合金的強度和硬度。鈦合金的馬氏體a的硬度只略高于a固溶體，對合金的強化作用較小。當合金中出現(xiàn)斜方馬氏體a時；合金的強度、硬度、特別是屈服強度明顯下降。?鈦合金的馬氏體相變屬于無擴散型相變，在相變過程中不發(fā)生原子擴散，只發(fā)生品格重構(gòu)，具有馬氏體相變的所有特點。動力學特點是轉(zhuǎn)變無孕育期，瞬間形核長大，轉(zhuǎn)變速度極快，每個馬氏體瞬間長到最終尺寸；晶體學特

6、點是馬氏體品格與母相B相之間存在嚴格取向關系，而且馬氏體總是沿著B相的一定晶面形成；熱力學特點是馬氏體轉(zhuǎn)變的阻力很大，轉(zhuǎn)變時需要較大的過冷度，而且馬氏體轉(zhuǎn)變的持續(xù)進行只能在越來越低的溫度進行。(2)相變當合金中元素含量在臨界濃度附近時，快速冷卻時，將在合金組織中形成一種新相一相，相尺寸很小，高度彌散、密集，體積分量可達到80%以上。相具有六方晶格，與母相共生，并有共格關系。當合金元素的原子與鈦原子半徑相差很小時，對相形狀起作用的是表面能，相呈橢圓形；當合金元素的原子與鈦原子半徑相差較大時，對相形狀起作用的是界面應變能，相呈立方體形。的轉(zhuǎn)變是無擴散相變，極快的冷速也不能抑制其進行，晶格構(gòu)造以無擴

7、散的共格切變方式由體心立方改組為六方品格，但相長大要依靠原子擴散。B穩(wěn)定元素的濃度超過臨界濃度的合金，淬火時不形成相,但可以得到亞穩(wěn)定B相，亞穩(wěn)定B相在500c一下回火轉(zhuǎn)變?yōu)橄?，稱為回火相。將回火形成的相加熱到較高溫度，相會消失。相硬度很高，脆性很大，位錯不能在其中移動，顯著提高合金的強度、硬度、彈性模量，但使塑性急劇下降。當相的體積分數(shù)達到80%以上，合金會完全失去塑性；如果相的體積分數(shù)控制適當(50%左右)，合金具有較好的強度和塑性的配合。相是鈦合金的有害組織，加入鋁能促進回火時a相形成，降低相的穩(wěn)定性。(3)過冷B亞穩(wěn)定相當B穩(wěn)定元素含量較高時，淬火時將保留B結(jié)構(gòu)，稱為B相，即亞穩(wěn)定B相

8、。這種淬火屬無多型性轉(zhuǎn)變的淬火，即固溶處理。由固溶處理得到的高強度合金化B相在隨后的時效時可使合金顯著強化。B相在應力作用會發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變使合金強化。2. B相在慢冷過程中的轉(zhuǎn)變(1)a相的析出過程是一個形核和長大的過程，當冷卻速度很慢時，由于產(chǎn)生的過冷度很小，晶核首先在晶界形成，并在晶界區(qū)長大成為網(wǎng)狀晶界a,同時由品界a向晶內(nèi)生長，形成位向相同，并互相平行排列的長條狀組織，一般稱為平直的a組織。(2)若冷卻速度不夠慢，則在晶粒內(nèi)部也可形核，并長成a片叢;若冷速極慢，a在晶界形核，向晶內(nèi)生長，貫穿整個晶粒。3.鈦合金的亞穩(wěn)相圖(1) t0Ck線為馬氏體相變開始線，也稱Ms線；(2) toCi線

9、為馬氏體相變終止線，也稱Mf線。(3)合金元素含量大于臨界濃度Ck,但不超過某些成分范圍的合金，淬火所得的亞穩(wěn)態(tài)B相，受到應力作用將轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，稱為應力誘變馬氏體。其具有低的屈服強度、高應變硬化速率及均勻伸長，并具有較高的塑性。4.3B相共析轉(zhuǎn)變及等溫轉(zhuǎn)變1 .共析轉(zhuǎn)變鈦與B共析元素(銘、鈕、鐵、鉆、鍥、銅、硅)組成的合金系，在一定的成分和溫度范圍內(nèi)發(fā)生共析反應，即：B-a+xKTiy共析轉(zhuǎn)變溫度較高的合金系(鈦與硅、銅、銀等活性元素組成的合金系)，共析反應容易進行而且反應極快，淬火都不能抑制其發(fā)生；共析溫度越低，原子活動能力就越差，共析反應速度越慢。(3)同一合金系中，B穩(wěn)定元素含量越高的

10、合金，共析反應速度越慢。與華Ti形成間隙固溶體的元素氧、氮、碳降低B相的穩(wěn)定性，加快過冷B相的分解過程；與&Ti形成間隙固溶體的元素氫，阻礙過冷B的分解。(5)共析轉(zhuǎn)變產(chǎn)物對合金的塑性及韌性十分不利，并降低合金熱穩(wěn)定性。2 .等溫轉(zhuǎn)變在高溫區(qū)保溫時，B相直接析出a相。隨等溫分解溫度降低，分解產(chǎn)物越細，a相彌散度越大，合金強度和硬度就越高。(2)在低溫區(qū)域(<450C)保溫時，由于原子擴散比較困難，B相不能直接析出a相而先形成過渡相，然后隨等溫時間的延長再轉(zhuǎn)變?yōu)閍相。(3)隨著加入的B穩(wěn)定化元素含量的增加，C曲線向右下方移動。若加入a穩(wěn)定元素(鋁、氧、氮)則促使a相形核，加速B相分

11、解，C曲線左移。(5)提高固溶溫度將增加過冷B相中的空位濃度，塑性變形則有利于a相在滑移帶上析出，加速B相分解，C曲線左移。3 .4時效過程中亞穩(wěn)定相的分解鈦合金淬火形成的亞穩(wěn)相a、'a：'即過冷B相，在熱力學上是不穩(wěn)定的，加熱會發(fā)生分解，最終的分解產(chǎn)物均為平衡組織a+R或a+TiMy)。在時效分解過程的一定階段，可以獲得彌散的a+相，使合金產(chǎn)生彌散強化，這就是鈦合金淬火時效強化的基本原理。1 .馬氏體的分解六方馬氏體a的分解含B同晶元素的鈦合金按a'-B方式分解含活性共析元素的鈦合金按屋速渡相-a+TXMy方式分解含非活性共析元素的鈦合金按a'-B-伊M+Ti

12、方式分解(2)斜方馬氏體a的分解斜方馬氏體在300400c即發(fā)生快速分解，在400500c可獲得彌散度高的a+的混合物，使合金彌散強化。斜方馬氏體在分解為最終的平衡狀態(tài)產(chǎn)物a+B(Ti-B同晶型合金)或a+TiMy(Ti-B共析型合金)之前，要經(jīng)歷一系列復雜的中間過渡階段。2 .相的分解相是B穩(wěn)定元素在eTi中一種過飽和固溶體，分解的最終產(chǎn)物是a+件目。3 .亞穩(wěn)B相的分解(1)當加熱溫度較低時，亞穩(wěn)B相將分解為無數(shù)極小的溶質(zhì)原子貧化區(qū)與其相鄰的溶質(zhì)原子富集區(qū)；隨著加熱溫度升高或加熱時間延長，則視B相化學成分不同從溶質(zhì)原子貧化區(qū)中析出相或a相，并最終形成a+相組織。(2)由于平衡的a相是在B相

13、的溶質(zhì)原子貧化區(qū)的位置上形核析出，而B相的溶質(zhì)原子貧化區(qū)均勻地分布在整個基體上(B貧高度彌散)，所以可以利用低溫回火細化合金的組織，獲得高度彌散的a+相組織，改善合金的力學性能。(3)合金濃度較低的合金在高溫(>500C)時效時，亞穩(wěn)B相按B亞-a+野解，從B亞中直接析出a;合金濃度較高的合金在低溫(300400C)時效時，亞穩(wěn)B相按B亞f+gtj>B+cd'+a價解B經(jīng)過中間過渡相，并逐步轉(zhuǎn)變?yōu)槠胶饨M織a+B；對合金濃度高或添加抑制形成元素的合金，當過渡相不能出現(xiàn)時，合金按B亞-B+>B+B'+af價解B先形成過渡B相，然后再轉(zhuǎn)變?yōu)槠胶饨M織a+。6(4)過渡

14、B相的形狀是尺寸極小的粒子，具有與亞穩(wěn)B相相同的晶體結(jié)構(gòu)。(5)時效過程中形成的過渡相，其結(jié)構(gòu)和性能與淬火形成的相相似，但時效時形成的過渡相的轉(zhuǎn)變伴隨有成分的變化，因此它屬于擴散型轉(zhuǎn)變。4.5鈦合金的熱處理及其對性能的影響1 .鈦合金熱處理基礎(1)少數(shù)鈦合金系(Ti-Cu系，)可以進行時效析出金屬間化合物強化：大多數(shù)鈦合金只是通過熱處理控制B-a相變強化。(2)相均勻細小，析出明顯強(硬)化合金，但一般同時引起嚴重脆性。因此，相沉淀硬化是難以接受的。(3)通過不同冷卻速度，可以得到不同形態(tài)的a相。慢冷時，a由B相中析出，得到片層魏氏組織及沿B相品界的a相；快冷時，含有較高B穩(wěn)定元素的合金已得

15、到一種籃網(wǎng)組織；再增加冷卻速度，B相分解以非形核長大過程，發(fā)生無擴散馬氏體相變，生成六方a相(針狀及塊狀)及正交馬氏體相(溶質(zhì)含量高時生成)。(4)不同形態(tài)和不同尺寸的a相通過熱機械處理，可以得到等軸a相。(5)近a鈦合金可通過控制冷卻速度得到細的籃網(wǎng)組織，這種組織在低溫低周疲勞條件下，裂紋長大速率比具有片狀a相的合金低的多。因此，近a合金通常在B相區(qū)固溶以得到好的蠕變抗力，同時要適當快冷以得到大面積的籃網(wǎng)狀C相組織。(6)對于a+B鈦合金，通過淬火時效得到細晶粒a+B結(jié)構(gòu)，初生a相的比例要相對較高，可得到很好的熱疲勞性能。如果提高固溶溫度，得到較多的大晶粒B相轉(zhuǎn)變產(chǎn)物，則斷裂韌性較高。(7)

16、冷加工將促進B相分解和a相析出。2 .鈦合金熱處理特點(1)馬氏體相變不引起合金的顯著強化。鈦合金的熱處理強化只能依賴淬火形成的亞穩(wěn)定相(包括馬氏體相)的時效分解。(2)應避免形成相。形成相會使合金變脆。同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變難于細化晶粒。(4)導熱性差，導致鈦合金，尤其是a+徐金的淬透性差，淬火熱應力大，淬火時零件易翹曲。鈦合金變形使局部溫度有可能超過B相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，使合金性能變壞；容易吸氫，引起氫脆。(6)B相變點差異大。(7)在B相區(qū)加熱時B晶粒長大傾向大。B晶粒粗化可使塑性急劇下降。(8)片

17、層結(jié)構(gòu)的晶粒尺寸隨著冷卻速度的提高和保溫時間的降低，晶粒變細。3.鈦合金熱處理的種類退火應用于各種鈦合金，是a型合金和含少量B相的a+B型鈦合金的唯一熱處理方式，這兩類合金不能進行熱處理強化。淬火時效可用于a+、Ba+TiMy和亞穩(wěn)0型鈦合金，它們淬火可獲得馬氏體或亞穩(wěn)B相。淬火時效屬于強化熱處理，可顯著提高合金的強度，主要是借助固溶體相的彌散硬化。金屬間化合物的沉淀硬化作用只是在一些耐熱鈦合金中采用。兩相鈦合金的熱處理分為B熱處理和a+棚區(qū)熱處理。在高溫下鈦表面氧化速率顯著增加，氧、氮等原子會滲入金屬內(nèi)層，降低合金的韌性；在還原氣氛中加熱，易造成氫脆。退火退火的目的是消除內(nèi)應力，提高塑性和穩(wěn)

18、定組織。a鈦合金經(jīng)變形加工制成的半成品或零件，在退火加熱時，主要發(fā)生再結(jié)晶。鈦合金中B穩(wěn)定元素含量越高，B相越穩(wěn)定，如轉(zhuǎn)變過程緩慢，空冷能阻止a相的析出。大多數(shù)鈦合金的B相轉(zhuǎn)變溫度均高于其再結(jié)晶溫度，只有一些B穩(wěn)定元素含量很高的合金的相變溫度接近或低于再結(jié)晶的終了溫度。在B相變點以上加熱，B晶粒迅速長大，使合金的塑性下降。去應力退火退火溫度較低，低于合金白再結(jié)晶溫度，一般在450650c之間。退火過程主要發(fā)生回復，組織中空位濃度下降，發(fā)生部分多邊化，形成亞結(jié)構(gòu)。去應力退火不能完全消除內(nèi)應力，保溫時間越長，應力去除越徹底。退火后，合金的屈服強度有所降低。普通退火退火溫度一般與再結(jié)晶溫度相當或略低

19、。退火后的組織多半還處在再結(jié)晶開始或部分再結(jié)晶階段。經(jīng)過變形的半成品進行普通退火時，其組織發(fā)生完全多邊化和部分在結(jié)晶及熱處理得到的一些亞穩(wěn)B相發(fā)生分解，從而使半成品既能完全消除內(nèi)應力，又能保證較高的強度和適當?shù)乃苄?。再結(jié)晶退火(完全退火)退火溫度一般高于或接近再結(jié)晶終了溫度，介于再結(jié)晶溫度和相變溫度之問。目的是消除加工硬化、穩(wěn)定組織和提高塑性。如果超過相變點溫度，將形成粗大的魏氏體組織使合金性能惡化。再結(jié)晶退火過程中，變形晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶粒，同時存在a相、B相在組成、形態(tài)和數(shù)量上的變化。再結(jié)晶后的強度低于普通退火，但塑性高于普通退火。雙重退火雙重退火是對合金進行兩次加熱和空冷。第一次高溫退火加

20、熱溫度高于或接近再結(jié)晶終了溫度，使再結(jié)晶充分進行，又不使晶粒明顯長大，并控制初生(相的體積分數(shù)?？绽浜?，組織還不夠穩(wěn)定，需進行二次低溫退火，退火溫度為低于在結(jié)晶退火的某一個溫度，保溫較長時間，使高溫退火得到的亞穩(wěn)態(tài)B相充分分解，使組織更接近平衡狀態(tài)，產(chǎn)生一定程度的時效強化效果，以保證成品在長期服役過程中組織穩(wěn)定。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。等溫退火等溫退火采用分級冷卻的方式，即加熱至再結(jié)晶溫度以上保溫后，立即轉(zhuǎn)入另一個低溫度的爐中（一般600650C）保溫，然后空冷至室溫。等溫退火使B相充分分解，并有一定聚集。經(jīng)等溫退火后組織的熱穩(wěn)定性及塑性均很高

21、，但強度低于雙重退火，適用于穩(wěn)定元素含量很高的兩相鈦合金，這類合金B(yǎng)相穩(wěn)定性高，空冷不能使B相充分分解，故需采用緩慢冷卻。等溫退火可用雙重退火代替。真空退火真空退火是消除氫脆的主要措施之一，退火溫度為650850C,溫16h,真空度低于1xi0-1Pa。鈦合金中的氫含量除了與冶煉條件有關，在還原性氣氛中加熱或在酸洗過程中均可能吸氫。氫屬于間隙式B穩(wěn)定元素，它在B相中的溶解度較大（約2%）,在a相的溶解很低（0.001%0.002%）,多余的氫以TiH2化合物（丫相）形式存在。TiH2呈片狀，本身斷裂強度很低，在金屬基體中起著類似裂紋的作用。（2）淬火時效鈦合金的退火伴隨著加工硬化效果的喪失，相

22、當于一種軟化處理。雙重退火有弱強化作用，但與加工硬化和強化熱處理相比，所獲得的強度仍然較低。淬火時效是鈦合金熱處理的主要方式，利用相變產(chǎn)生強化效果，故又稱強化熱處理。鈦合金的強化熱處理與鋼和鋁合金的強化處理主要異同點如下：i鋼淬火所得馬氏體硬度高，強化效果大，回火是為了降低馬氏體的硬度，提高韌性；鈦合金淬火所得馬氏體硬度不高，強化效果不顯著，回火時馬氏體分解使鈦合金產(chǎn)生彌散硬化。ii成分一定的鋼或鋁合金，只有一種馬氏體強化機制；而成分一定的a+B型鈦合金由于淬火溫度的不同，有兩種馬氏體強化機制：高溫淬火時，B相中所含B穩(wěn)定元素小于臨界濃度，淬火轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，時效時馬氏體分解為彌散相使合金強化；

23、低溫時，B相中所含B穩(wěn)定元素大于臨界濃度，淬火得過冷B亞穩(wěn)相，時效時過冷B亞穩(wěn)相分解為彌散相使合金強化。iii鋁合金固溶時得到的是溶質(zhì)過飽和固溶體，而鈦合金的固溶處理得到的是B穩(wěn)定元素的欠飽和固溶體；鋁合金時效時靠過渡相強化，而鈦合金時效時靠平衡相彌散分布強化。鈦合金的強化處理主要用于a+B型鈦合金和B型鈦合金。B型鈦合金的強化屬于固溶時效強化，加熱時B相的成分總是大于臨界濃度，其在冷卻過程中不形成馬氏體。a+翟鈦合金的強化機制取決于淬火組織（馬氏體或亞穩(wěn)B相）。影響熱處理強化效果的因素主要有合金成分、熱處理和原始組織。合金成分對熱處理強化效果的影響一般情況下，淬火所得亞穩(wěn)相的時效強化效果由強

24、到弱的次序為：亞穩(wěn)制a；'a。馬氏體a分解后的強化效果大于a分解的強化效果，這是因為a中0穩(wěn)定元素的含量比a中的含量大。合金中B元素含量越多，淬火后亞穩(wěn)B相的數(shù)量就越多，時效效果就越大。B穩(wěn)定元素的含量達到臨界濃度Ck時，淬火可全部獲得亞穩(wěn)B相組織，B相在時效過程中分解最充分，時效后強化效果最大。B穩(wěn)定元素進一步增加時，由于B相的穩(wěn)定性增大，時效分解程度下降，析出的a數(shù)量減少，強化效果反而下降。一般是臨界濃度越低的元素（即穩(wěn)定B相的能力越強的元素）熱處理強化效果越大；多種元素同時加入比單一元素的強化效果大。熱處理工藝對熱處理強化效果的影響淬火溫度越高，時效強化效果越顯著，但高于臨界點T

25、b淬火，由于晶粒過分粗大而導致脆性，因此工業(yè)鈦合金除B型合金外，均采用兩相區(qū)加熱后淬火。a+B兩相合金常用的淬火溫度在臨界溫度與B相變點之間。對于B穩(wěn)定元素含量少的合金，淬火保持下來的亞穩(wěn)B含量少，其淬火溫度可偏高，使原始a減少，由B轉(zhuǎn)變的馬氏體量增多，隨后馬氏體分解強化，獲得較高的強度。對于B穩(wěn)定元素含量高的合金，低溫淬火后，可固定的亞穩(wěn)B相較多，因此可采用偏低的淬火溫度，以獲得高的強化效果。原始組織對熱處理強化效果的影響細晶粒工件淬火時效后，強度及塑性比粗晶工件淬火時效后的高。等軸c組織的合金熱處理后的塑性高，針狀a組織的合金熱處理后的塑性低。（3）形變熱處理將形變（鍛、軋等）和熱處理結(jié)合起來進行的熱處理工藝稱形變熱處理。高溫形變熱處理是在再結(jié)晶溫度以上進行變形加工，變形40%85%后迅速淬火，再進行常規(guī)的時效處理；低溫形變熱處理是在再結(jié)晶溫度以下進行變形加工，變形50%后，再進行常規(guī)的時效處理。高溫形變熱處理主要用于a+B型鈦合金，提高其綜合性能，變形溫度一般不超過B相變點溫度，變形度為40%70%。B型鈦合金可采用高溫或低溫形變熱處理，B型鈦合金的淬透性好，高溫變形終了后可進行空冷。