鈦合金的合金化原理

I、鈦合金的合金化原理1?鈦合金的合金化特點鈦合金的性能由Ti同合金元素間的物理化學(xué)反應(yīng)特點來決定，即由形成的固溶體和化合物的特性以及對aoB轉(zhuǎn)變的影響等來決定。而這些影響又與合金元素的原子尺寸、電化學(xué)性質(zhì)（在周期表中的相對位置）、晶格類型和電子濃度等有關(guān)。但作為Ti合金與其它有色金屬如Al、Cu、Ni等比較，還有其獨有的特點，如：（1）利用Ti的aoB轉(zhuǎn)變，通過合金化和熱處理可以隨意得到a、a+B和B相組織；（2）Ti是過渡族元素，有未填滿的d電子層，能同原子直徑差位于土20%以內(nèi)的置換式元素形成高濃度的固溶體；（3）Ti及其合金在遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于熔點的溫度中能同0、N、H、C等間隙式雜質(zhì)發(fā)生反應(yīng)，使性能發(fā)生強烈的改變;（4）Ti同其它元素能形成金屬鍵、共價鍵和離子鍵固溶體和化合物。Ti合金合金化的主要目的是利用合金元素對a或B相的穩(wěn)定作用，來控制a和B相的組成和性能。各種合金元素的穩(wěn)定作用又與元素的電子濃度（價電子數(shù)與原子的比值）有密切關(guān)系，一般來說，電子濃度小于4的元素能穩(wěn)定a相，電子濃度大于4的元素能穩(wěn)定B相，電子濃度等于4的元素，既能穩(wěn)定a相，也能穩(wěn)定B相。工業(yè)用Ti合金的主要合金元素有Al、Sn、Zr、V、Mo、Mn、Fe、Cr、Cu和Si等，按其對轉(zhuǎn)變溫度的影響和在a或B相中的固溶度可以分為三大類。能提高相變點，在a相中大量溶解和擴大a相區(qū)的元素叫a穩(wěn)定元素；能降低相變溫度，在B相中大量溶解和擴大B相區(qū)的元素叫B穩(wěn)定元素；對轉(zhuǎn)變溫度影響小，在a和B相中均能大量溶解或完全互溶的元素叫中性元素。按合金元素與Ti的反應(yīng)特點或二元狀態(tài)圖的類型，可以分成四大類（圖1-44）：（l）a穩(wěn)定型狀態(tài)圖（圖1?44（a））⑹ 何 何陽1-44鍥與常見元聿（E）何的四種與巾二:ft找戀期（示盤圖｝C.3）b屆蠱咱；IS必全瘠間溶休駁；（c）0共析申gt.d>口”戸全灌同解怵型Al、Ga、Sn和間隙式元素C、N、0⑹ 何 何陽1-44鍥與常見元聿（E）何的四種與巾二:ft找戀期（示盤圖｝C.3）b屆蠱咱；IS必全瘠間溶休駁；（c）0共析申gt.d>口”戸全灌同解怵型(2)B全溶固溶體型狀態(tài)圖(圖1-44(b))VB族的V、Nb、Ta和WB族的Mo,晶格與B-Ti相同，外層電子數(shù)(各為d3s2和d4s2)>4,是B穩(wěn)定元素，能降低相變溫度，縮小a相區(qū)，擴大B相區(qū)。這種元素含量愈多，鈦合金的B相愈多，也愈穩(wěn)定。當(dāng)含量達(dá)某一臨界值時，快冷可以使B相全部保留到室溫，變成全B型合金。這一濃度叫“臨界濃度”，它的高、低反映元素對B相的穩(wěn)定能力。臨界濃度愈小，穩(wěn)定B相的能力愈大。前述四種元素中，Mo(11.0%)的穩(wěn)定能力比V(19.3%)、Nb(26.8%)、Ta(50.0%)都大。(3)B共析型狀態(tài)圖(圖1-44(c))形成這種狀態(tài)圖的元素是Fe、Mn、Co、Ni、Cr、Cu、Si、H等，在a和B相中都能溶解，但在B相中的溶解度比a大，并能降低相變溫度，形成共析反應(yīng)，穩(wěn)定B相的能力比上述B同晶型元素還大。其中Fe的臨界濃度最小(5.2~5.7%),穩(wěn)定能力最大，其它元素按Mn(5.7%)、Co(6.0%)、Ni(7.0~7.6%)、Cr(9.0%)的順序依次降低。這類元素的d層電子數(shù)>5,有從Ti原子取得電子形成d10穩(wěn)定殼層的傾向。合金元素d層電子數(shù)愈多，這種傾向愈大，愈容易形成化合物和同a相組成共析型狀態(tài)圖。根據(jù)B相共析轉(zhuǎn)變的快慢或難易，這類元素還可分成活性的和非活性的共析型B穩(wěn)定元素兩種。Cu、Si、H等非過渡族元素是活性B穩(wěn)定元素，共析分解速度快，在一般冷卻條件下，在室溫得不到B相，但能賦予合金時效硬化能力。與此相反，F(xiàn)e、Mn、Cr等過渡族元素是非活性元素，共析轉(zhuǎn)變速度極慢，在通常的冷卻條件下，B相來不及分解，在室溫只能得到與圖1-44(b)相同的a+B組織。4)a4)aB全溶固溶體型狀態(tài)圖(圖1-44(d))與Ti同族(WB)的Zr和Hf不僅外層電子結(jié)構(gòu)完全相同(d2s2)，而且有同素異晶轉(zhuǎn)變，a和B相的晶格也完全相同，故與Ti能形成完全互溶的a和B固溶體，和Sn一樣，同屬中性元素。Zr能強化a相，在工業(yè)合金中已得到廣泛的應(yīng)用，但Hf的密度高(13.28X103kg/m3),而且稀少，還未得到實際應(yīng)用。綜上所述，Ti的合金化就是以合金元素的上述作用規(guī)律為指導(dǎo)原則，根據(jù)實際需要，合理地控制元素的種類和加入量，以得到預(yù)期的組織、性能和工藝特性。2．鈦合金的固態(tài)相變純Ti的B-a轉(zhuǎn)變，是體心立方晶格向密排六方晶格的轉(zhuǎn)變，完全符合Burgers的取向關(guān)系：(110)B//(0001)a，[111]B//[1120]a；慣習(xí)面是(331)

B,或（8811）a、（8912）a。但Ti合金因合金系、濃度和熱處理條件不同，還會出現(xiàn)一系列復(fù)雜的相變過程。這些相變可歸納為兩大類，即淬火相變：和回火相變：Bfa，，a，，，3q,Br（a，,a，，，Br）fB+sa+a—B+a（1）馬氏體轉(zhuǎn)變B穩(wěn)定型Ti合金自B相區(qū)淬火，會發(fā)生無擴散的馬氏體轉(zhuǎn)變，生成過飽和a‘固溶體。如果合金的濃度高，馬氏體轉(zhuǎn)變點Ms降低到室溫以下，B相將被凍結(jié)到室溫。這種B相稱“殘留B相”或“過冷B相”，用Br表示。值得說明的是，當(dāng)合金的B相穩(wěn)定元素含量少，轉(zhuǎn)變阻力小，B相可由體心立方晶格直接轉(zhuǎn)變?yōu)槊芘帕骄Ц?，這種馬氏體稱“六方馬氏體”，用“a，”表示。如果B穩(wěn)定元素含量高，轉(zhuǎn)變阻力大，不能直接轉(zhuǎn)變成六方晶格，只能轉(zhuǎn)變?yōu)樾狈骄Ц?，這種馬氏體稱“斜方馬氏體”，用a，，表示（圖1-45）。六方馬氏體有兩種慣習(xí)面。以{334}B面為慣習(xí)面的馬氏體（濃度低,Ms高）,稱{334}型六方馬氏體，取向關(guān)系為（0001）a，//{110}B,（1120）a，//〈111〉B；以{334}B面為慣習(xí)面的馬氏體稱{334}型六方馬氏體（濃度高，Ms點低），取向關(guān)系仍為（0001）a，//{110}B，〈1120〉a，//〈111〉B。斜方馬氏體的慣習(xí)面為{133}B，取向關(guān)系為（001）a，//{110}B,〈110〉a，//〈111〉B。odoo時-1U 20釋盟時出卜搐內(nèi)?戶”十點+厲-”戸*巾4-fl闍蕪二元件金相變過録的球許井新圖（Z—耳氏新氏一過冷淨(jìng)臥隔一悴火%—時津til； 氏牡轉(zhuǎn)交開酣Ti合金的馬氏體轉(zhuǎn)變?nèi)鐖D1-45所示，與B相的濃度和轉(zhuǎn)變溫度有密閉關(guān)系。由圖可知，馬氏體轉(zhuǎn)變溫度Ms是隨合金元素含量的增加而降低，當(dāng)合金濃度增加到臨界濃度ck，Ms點即降低到室溫，B相即不再發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。同樣，成分已定的合金，隨著淬火溫度的降低，B相的濃度將沿B（B+a）轉(zhuǎn)變曲線升高（濃度沿曲線向右方移動，圖7-3），當(dāng)淬火溫度降低到一定溫度，B相的濃度升高到odoo時-1U 20釋盟時出卜搐內(nèi)?戶”十點+厲-”戸*巾4-fl闍蕪二元件金相變過録的球許井新圖（Z—耳氏新氏一過冷淨(jìng)臥隔一悴火%—時津til； 氏牡轉(zhuǎn)交開酣馬氏體的形態(tài)與合金的濃度和Ms高低有關(guān)。六方馬氏體有兩種形態(tài)，合金元素含量低（圖1-45），馬氏體轉(zhuǎn)變溫度Ms高時，形成板條狀馬氏體。這種六方馬氏體有大量的位錯，但基本上沒有孿晶，是單晶馬氏體。反之，合金元素含量高，Ms點降低，形成針狀或鋸齒形馬氏體。這種六方馬氏體有高的位錯密度和層錯，還有大量的{1011}c，孿晶，是孿晶馬氏體。斜方馬氏體a，，，由于合金元素含量更高，Ms點更低，馬氏體針更細(xì)，可以看到更密集的孿晶。但應(yīng)指出，Ti合金的馬氏體是置換型過飽和固溶體，與鋼的間隙式馬氏體不同，強度和硬度只比a相略高些，強化作用不明顯。當(dāng)出現(xiàn)斜方馬氏體時，強度和硬度特別是屈服強度反而略有降低。Ti合金的濃度超過臨界濃度ck（圖1-45），但又不太多時，淬火后會形成亞穩(wěn)定的過冷Br相。這種不穩(wěn)定的Br相，在應(yīng)力（或應(yīng)變）作用下能轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。這種馬氏體稱“應(yīng)力感生馬氏體”，屈服強度很低，但有高的應(yīng)變硬化率和塑性，有利于均勻拉伸成型操作。（2）3相的形成B穩(wěn)定型Ti合金的成分位于臨界濃度ck附近時，如Blackburn說明圖所示（圖1-45）,淬火時除了形成a‘或Br外，還能形成淬火3相，用表示。3q是六方晶格，a=0.4607nm，c=0.2821nm，c/a=0.613，與B相共生，并有共格關(guān)系。B-3q是無擴散轉(zhuǎn)變，無論如何快冷也不能被阻止，與B相的取向關(guān)系:[0001]B//[111]?，(1120)3//(110)Bo3相的形狀與合金元素的原子半徑有關(guān)，原子半徑與Ti相差較小的合金，3相是橢圓形，半徑相差較大時是立方體形。B相的濃度遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過臨界濃度（ck）的合金（圖7-3），淬火時不出現(xiàn)3相，但在200~500°C回火，Br可以轉(zhuǎn)變?yōu)?相。這種3相稱回火3相或時效3相，用3a表示。3a相的形接是無擴散過程，但長大要靠原子擴散，是B-a轉(zhuǎn)變的過渡相。由500C以下回火形成的a3相，是由于不穩(wěn)定的過冷Br相在回火過程中發(fā)生了溶質(zhì)原子偏聚，形成溶質(zhì)原子富集區(qū)和貧化區(qū)，當(dāng)貧化區(qū)的濃度接近ck時即轉(zhuǎn)變?yōu)?a°3相硬而且脆（HB=500,5=0），雖能顯著提高強度、硬度和彈性模量，但塑性急劇降低。當(dāng)3相的體積分?jǐn)?shù)Fv>80%,合金即完全失去了塑性；如果Fv控制在50%左右，合金會有較好的強度和塑性的配合。3相是Ti合金的有害組織，在淬火和回火時都要避開它的形成區(qū)間，但加Al能抑制3相的形成。大多數(shù)工業(yè)用Ti合金都含有Al，故回火3a相一般很少出現(xiàn)或體積分?jǐn)?shù)Fv很小。3）亞穩(wěn)定相的分解鈦合金淬火形成的a'、a'、3和Br相都是不穩(wěn)定的，回火時即發(fā)生分解。各種相的分解過程很復(fù)雜，但分解的最終產(chǎn)物都是平衡的a+B相。如果合金是B共析型的，分解的最終產(chǎn)物將是a+TixMy化合物。但應(yīng)說明，這種共析分解在一定條件下可以得到彌散的a+B相，有彌散硬化作用，是Ti合金時效硬化的主要原因。各種亞穩(wěn)定相的分解過程如下。過冷rB相分解Br相有兩種分解方式：Br-a+Bx-a+Be Br-3a+Bx-3a+a+Bx-a+Be式中的3a是回火3相；Bx是濃度比Br高的B相，Be濃度的B相。高溫回火，可以越過形成3a的過渡階段，直接按第一種反應(yīng)式進行；如果回火溫度低,則按第二種反應(yīng)式發(fā)生分解：Br先析出3/使Br相的濃度升高到B「隨后3^再分解出a，使Bx的濃度升高到Be，最后變成a+Be。馬氏體的分解馬氏體在300~400°C即能發(fā)生快速分解，但在400~500°C回火可獲得彌散度高的a+B相混合物，使合金彌散強化。實驗研究表明，馬氏體要經(jīng)過許多中間階段才能分解為平衡的a+B或a+TixMy。X射線結(jié)構(gòu)分析發(fā)現(xiàn)，各種Ti合金的馬氏體（a',a‘‘）有三四種過渡分解階段?，F(xiàn)舉兩種典型分解過程如下，第一種：a‘‘fBs+ad‘‘fBs+a'fa+B分解過程是先