应力诱发ti1023合金马氏体相变的研究
本文研究了不同形变量对Ti-10V-2Fe-3Al合金马氏体相变及时效性能的影响。结果表明，在830℃固溶温度下，可以获得β单相组织。固溶后变形会发生马氏体相变β→α″,当形变量达到一定的程度后，不会再生成α″马氏体，且形变量过大时，马氏体相会发生破碎。时效处理后，α″相马氏体转化为α相。硬度测试的结果表明固溶处理后，随着形变量增加，合金硬度逐步升高，形变量到达一定程度后，由于α″马氏体转变终止，硬度不再升高。时效后的样品硬度基本呈线性增长，原因是时效后α″马氏体和部分β相转化为α相，形变增加，加速α相形核，使α相数量增加，形成时效强化，硬度逐渐升高。关 键 词 Ti-10V-2Fe-3Al合金，马氏体，固溶，时效，形变量毕业设计说明书（论文）外文Title Stress-induced Martensite Transformation in Ti1023 AlloyAbstractThis paper studied the influence of different deformation on the Ti-10V-2Fe-3Al alloy martensitic phase transformation and aging performance . The results show that the β phase can be obtained after one hour solid solution treatment at 830℃. Deformation martensite phase transformation happened after solid solution β→α″, When the deformation reached a certain degree, it will not generate α" martensite, and the form of a variable is too large, martensite meet broken. After aging treatment, α" martensite transformed into α phase .The hardness test resulted show that after solid solution treatmen *好棒文|www.hbsrm.com +Q: *351916072*
site, and the form of a variable is too large, martensite meet broken. After aging treatment, α" martensite transformed into α phase .The hardness test resulted show that after solid solution treatment, with the increase of deformation, alloy hardness gradually rise, when the deformation risen a certain degree, the hardness was no longer increasing due to the α" martensite transformation is terminated. Basic linear growth after aging of the sample hardness, the reason is that after the limitation of α" martensite and partial into α, β phase deformation increased, accelerate the α in nucleation, increase the number of α, form the ageing strengthening, hardness increased.Keywords Ti-10V-2Fe-3Al alloy, martensite, solid solution, aging, shape variable目 录1 绪论 11.1钛合金的性质 11.2钛合金的工艺性能 21.3钛合金的发展背景 41.4研究钛合金的目的及意义 42 实验材料及研究方法 52.1实验材料与设备 52.2实验方法 73 实验结果与分析讨论 83.1 固溶处理后的组织与力学性能变化 83.2 时效处理后的组织及力学性能 103.3固溶与时效后的对比分析 11结论 15致谢 16参考文献 171 绪论1.1钛合金的性质1.1.1β钛合金的发展背景钛合金由于具有高比强度、比刚度和良好的抗氧化和耐蚀性能，这对于飞行器结构减重，提高其巡航距离和机动性，增加导弹射程，提高构件的服役可靠性和服役寿命等均具有重要的意义[1]。结合这些优点，钛合金在各种高新科技层面得到了较广泛的使用。钛合金按其退火组织可分为α钛合金、(α+β)钛合金和β钛合金三类。除此之外，近α型、近β型、稳定β钛合金、亚稳定β型、 (α+β)型则又是按照钛合金β稳定元素含量和从钛合金淬火后的相组成的关系可以细分为的五个小类。不同类型的钛合金具有自身的特性，适用于不同的服役环境。由于历史的原因，目前获得最广泛应用的钛合金仍然是1954年美国成功研制的Ti-6Al-4V合金，该合金的使用量占全部钛合金的75%~85%，占据着钛合金市场的大半壁江山。与以Ti-6Al-4V合金为代表的α+β型钛合金不同，β钛合金在水淬时不发生马氏体相变，水冷或空冷后能将高温β相在室温下保留下来。在时效过程中从β基体中析出细小、难以变形的α粒子。因而，相对于α+β型钛合金，β钛合金由于α粒子析出而产生的强烈弥散强化效应使得它往往具有更高的强度[2]。另一方面，β钛合金由于加入了大量β稳定元素，大大的降低了其β相变点温度，这使得它们能在比α+β型钛合金更低的温度下进行加工，具有良好的可加工性。甚至其中一些β钛合金可以进行冷加工。第三，β相比α相具有更好的抗腐蚀和氢脆能力，在腐蚀和高氢环境中，β钛合金可作为很好的耐蚀材料。因而，β钛合金受到越来越多的重视。此外，近年来，随着空天飞行器更快、更节能、更先进的要求，促使人们开发强度更高的钛合金。β钛合金由于具有很高的时效强化效应、深淬透性和良好的强度韧性匹配而成为这类合金的理想选择[5,6]。这进一步促进了β钛合金的发展。对于β钛合金设计来说，为了使β相稳定，合金中都必须含有大量的β稳定元素。对于β稳定元素的选择与含量控制是首先要考虑的，一方面足够的β稳定元素使得可以保留足够的亚稳β相以便在时效时分解；另一方面β稳定元素的量如果过多，则会使得亚稳β相的稳定性太强，减弱了析出强化效应[11]。在实际生产中，β稳定元素Mo、V、Nb与共析型的β稳定元素Cr、Fe相比，其花费要高很多，而且稳定β相的作用也没有后者强。但是β稳定元素与钛存在较多共析转变，在Fe等元素含量较高时会与钛发生生成化合物相，导致合金脆性。所以我们在使用共析型元素时，通常遵循多元少量的原则。β钛合金中一般都含有Al元素，它的含量一般在3％左右。Al在两种相中都可以形成置换固溶体发挥固溶强化作用，另外，Al可以在可热处理时促进β相的分解和α相的析出，增强时效强化效应[5,6]。此外，Al的加入可以使Mo、V等高熔点的β元素形成Mo-Al、V-Al加入到反应，这样可以减小熔炼时高密度夹杂的可能性，同时也降低了合金的成本，符合实际需求。1.1.2钛合金的物理性质谈到钛合金，顾名思义，即为以钛为基加入了其他的元素，从而构成的合金。按照温度来区分，在882℃以上的钛可呈现为体心立方的钛，而在882℃以下使的钛为密排六方钛。在室温之下，由于钛合金拥有三种基体组织，这也就使得钛合金分为了三个类型α合金，（α+β）合金和β合金[1,3]。本文中重点研究的β钛合金是β相固溶体组成的单相合金，未经热处理即可具有较高的强度。当对合金进行淬火时效后，合金可以得到更进一步的强化，当其所处的温度即为室内温度时，它的强度基本可达到1372~1666MPa;但是，其热稳定性较差，不适用于高温环境。1.1.3钛合金的化学性质（1）钛合金较不锈钢相比，前者的抗蚀性要远高于后者，尤其是在海水及潮湿的气体等类似的环境工作，优点极其明显。而且对点蚀、酸蚀还有应力腐蚀抵抗力特别强;另一方面，钛合金在对酸碱类及氯化物或者其他有机物面前表现出了优良的抗腐蚀能力。但是其对具有还原性氧等的抗蚀性较差;（2）钛容易与正常大气中的CO、CO2、水蒸气、氮气等发生强烈的反应，因此，钛的化学活性相对比较大；（3）当含碳量大于0.2%时，就会在钛合金中形成硬质TiC；（4）温度较高时，钛会与N作用形成TiN硬质表层；（5）钛的导热系数很小，大概为铝的1/14,镍的1/4,铁的1/5；然而各种钛合金的导热系数却比钛的导热系数下降约50%；（6）当钛与其它表面产生摩擦时，容易有粘附现象产生，因此它的化学亲和力相对来说也是比较大的[9,11]。1.2钛合金的工艺性能1.2.1锻造性能 在本课题中我选取的钛合金是Ti1023合金，在较低的温度范围内，该合金可以发生变形；当变形温度上升至700℃左右之时，此合金的流动应力已降至较低水平，塑性已经较高。Ti1023合金与其它钛合金进行对比，屈服强度明显降低，说明了Ti1023合金可以在较低的温度范围内发生变形。1.2.2热处理工艺钛合金铸件由于易出现夹杂、气孔、成分偏析及组织粗大不均匀性等缺点，在实际使用中，绝大部分铸件还需要进一步进行塑性变形处理[6]。塑性变形既可以在高温下进行，又可以在中等温度或室温下进行。通常，合金在低于再结晶温度以下进行加工变形称为冷变形，在高于再结晶温度以上进行加工变形称为热变形。对于β钛合金，其铸造后的铸锭缺陷使得合金具有很差的强度、塑性和韧性。因此，为了消除和降低这些缺陷对组织和性能的影响，可以对合金进行热变形[7]。β钛合金在热变形过程中，加热温度、保温时间、变形量、变形速率和冷却条件对合金的组织有着相当重要的影响[9]。β钛合金热变形时既可以在β单相区进行，也可以在α+β两相区进行，这依赖于合金成分及所要获得的组织状态。铸锭首次锻造一般选择在β单相区进行。这种高温锻造不但能够大大简化变形过程，而且有利于对铸造组织进行充分而又均匀的变形，得到细小均匀的宏观组织。但在这个过程中，由于合金元素和杂质在β相中扩散比在α中扩散更加剧烈，因而在β单相区热变形易于导致晶粒的迅速长大和锻件在随后的冷却过程中α粒子沿β晶界偏析[2,10]。对此，Sauer等[10]提出β钛合金“跨β相变点”热变形工艺。首先将铸锭在β单相区进行锻造，在锻造的过程中逐渐降低锻造温度跨过β相变点进入α+β两相区。通过这种锻造工艺，α相仅仅以“项链”状在β相晶界析出，避免了晶界α相膜的生成。但是这种热变形工艺对变形温度和时间的要求尤为严格，加工窗口较为狭窄，在实际工业生产中很难掌控。为了解决这个问题，人们提出了在α+β两相区进行锻造[2]，由于β钛合金中含有较多的β稳定元素，其β相变点相对于α钛合金和α+β钛合金较低，因而通常变形抗力也较小。在此温度区间内充分变形可以使得晶界和晶内的初生α相完全破碎，得到均匀的等轴组织或双态组织。但要注意的是合金在均匀化处理后冷却时，若冷速过慢，晶界α相膜将沿β晶界析出。在随后的热加工过程中，由于元素在α+β两相区较低的扩散速率，可能使得这层α相膜难以消除，导致出现组织遗传。目 录
1 绪论 1
1.1钛合金的性质 1
1.2钛合金的工艺性能 2
1.3钛合金的发展背景 4
1.4研究钛合金的目的及意义 4
2 实验材料及研究方法 5
2.1实验材料与设备 5
2.2实验方法 7
3 实验结果与分析讨论 8
3.1 固溶处理后的组织与力学性能变化 8
3.2 时效处理后的组织及力学性能 10
3.3固溶与时效后的对比分析 11
结论 15
致谢 16
参考文献 17
1 绪论
1.1钛合金的性质
1.1.1β钛合金的发展背景
钛合金由于具有高比强度、比刚度和良好的抗氧化和耐蚀性能，这对于飞行器结构减重，提高其巡航距离和机动性，增加导弹射程，提高构件的服役可靠性和服役寿命等均具有重要的意义[1]。结合这些优点，钛合金在各种高新科技层面得到了较广泛的使用。
钛合金按其退火组织可分为α钛合金、(α+β)钛合金和β钛合金三类。除此之外，近α型、近β型、稳定β钛合金、亚稳定β型、 (α+β)型则又是按照钛合金β稳定元素含量和从钛合金淬火后的相组成的关系可以细分为的五个小类。不同类型的钛合金具有自身的特性，适用于不同的服役环境。
由于历史的原因，目前获得最广泛应用的钛合金仍然是1954年美国成功研制的Ti-6Al-4V合金，该合金的使用量占全部钛合金的75%~85%，占据着钛合金市场的大半壁江山。与以Ti-6Al-4V合金为代表的α+β型钛合金不同，β钛合金在水淬时不发生马氏体相变，水冷或空冷后能将高温β相在室温下保留下来。在时效过程中从β基体中析出细小、难以变形的α粒子。因而，相对于α+β型钛合金，β钛合金由于α粒子析出而产生的强烈弥散强化效应使得它往往具有更高的强度[2]。另一方面，β钛合金由于加入了大量β稳定元素，大大的降低了其β相变点温度，这使得它们能在比α+β型钛合金更低的温度下进行加工，具有良好的可加工性。甚至其中一些β钛合金可以进行冷加工。第三，β相比α相具有更好的抗腐蚀和氢脆能力，在腐蚀和高氢环境中，β钛合金可作为很好的耐蚀材料。因而，β钛合金受到越来越多的重视。此外，近年来，随着空天飞行器更快、更节能、更先进的要求，促使人们开发强度更高的钛合金。β钛合金由于具有很高的时效强化效应、深淬透性和良好的强度韧性匹配而成为这类合金的理想选择[5,6]。这进一步促进了β钛合金的发展。对于β钛合金设计来说，为了使β相稳定，合金中都必须含有大量的β稳定元素。对于β稳定元素的选择与含量控制是首先要考虑的，一方面足够的β稳定元素使得可以保留足够的亚稳β相以便在时效时分解；另一方面β稳定元素的量如果过多，则会使得亚稳β相的稳定性太强，减弱了析出强化效应[11]。在实际生产中，β稳定元素Mo、V、Nb与共析型的β稳定元素Cr、Fe相比，其花费要高很多，而且稳定β相的作用也没有后者强。但是β稳定元素与钛存在较多共析转变，在Fe等元素含量较高时会与钛发生生成化合物相，导致合金脆性。所以我们在使用共析型元素时，通常遵循多元少量的原则。β钛合金中一般都含有Al元素，它的含量一般在3％左右。Al在两种相中都可以形成置换固溶体发挥固溶强化作用，另外，Al可以在可热处理时促进β相的分解和α相的析出，增强时效强化效应[5,6]。此外，Al的加入可以使Mo、V等高熔点的β元素形成Mo-Al、V-Al加入到反应，这样可以减小熔炼时高密度夹杂的可能性，同时也降低了合金的成本，符合实际需求。
1.1.2钛合金的物理性质
谈到钛合金，顾名思义，即为以钛为基加入了其他的元素，从而构成的合金。按照温度来区分，在882℃以上的钛可呈现为体心立方的钛，而在882℃以下使的钛为密排六方钛。在室温之下，由于钛合金拥有三种基体组织，这也就使得钛合金分为了三个类型α合金，（α+β）合金和β合金[1,3]。本文中重点研究的β钛合金是β相固溶体组成的单相合金，未经热处理即可具有较高的强度。当对合金进行淬火时效后，合金可以得到更进一步的强化，当其所处的温度即为室内温度时，它的强度基本可达到1372~1666MPa;但是，其热稳定性较差，不适用于高温环境。
1.1.3钛合金的化学性质
（1）钛合金较不锈钢相比，前者的抗蚀性要远高于后者，尤其是在海水及潮湿的气体等类似的环境工作，优点极其明显。而且对点蚀、酸蚀还有应力腐蚀抵抗力特别强;另一方面，钛合金在对酸碱类及氯化物或者其他有机物面前表现出了优良的抗腐蚀能力。但是其对具有还原性氧等的抗蚀性较差;
（2）钛容易与正常大气中的CO、CO2、水蒸气、氮气等发生强烈的反应，因此，钛的化学活性相对比较大；
（3）当含碳量大于0.2%时，就会在钛合金中形成硬质TiC；
（4）温度较高时，钛会与N作用形成TiN硬质表层；
（5）钛的导热系数很小，大概为铝的1/14,镍的1/4,铁的1/5；然而各种钛合金的导热系数却比钛的导热系数下降约50%；
（6）当钛与其它表面产生摩擦时，容易有粘附现象产生，因此它的化学亲和力相对来说也是比较大的[9,11]。
1.2钛合金的工艺性能
1.2.1锻造性能
在本课题中我选取的钛合金是Ti1023合金，在较低的温度范围内，该合金可以发生变形；当变形温度上升至700℃左右之时，此合金的流动应力已降至较低水平，塑性已经较高。Ti1023合金与其它钛合金进行对比，屈服强度明显降低，说明了Ti1023合金可以在较低的温度范围内发生变形。
1.2.2热处理工艺
钛合金铸件由于易出现夹杂、气孔、成分偏析及组织粗大不均匀性等缺点，在实际使用中，绝大部分铸件还需要进一步进行塑性变形处理[6]。塑性变形既可以在高温下进行，又可以在中等温度或室温下进行。通常，合金在低于再结晶温度以下进行加工变形称为冷变形，在高于再结晶温度以上进行加工变形称为热变形。对于β钛合金，其铸造后的铸锭缺陷使得合金具有很差的强度、塑性和韧性。因此，为了消除和降低这些缺陷对组织和性能的影响，可以对合金进行热变形[7]。
β钛合金在热变形过程中，加热温度、保温时间、变形量、变形速率和冷却条件对合金的组织有着相当重要的影响[9]。β钛合金热变形时既可以在β单相区进行，也可以在α+β两相区进行，这依赖于合金成分及所要获得的组织状态。铸锭首次锻造一般选择在β单相区进行。这种高温锻造不但能够大大简化变形过程，而且有利于对铸造组织进行充分而又均匀的变形，得到细小均匀的宏观组织。但在这个过程中，由于合金元素和杂质在β相中扩散比在α中扩散更加剧烈，因而在β单相区热变形易于导致晶粒的迅速长大和锻件在随后的冷却过程中α粒子沿β晶界偏析[2,10]。对此，Sauer等[10]提出β钛合金“跨β相变点”热变形工艺。首先将铸锭在β单相区进行锻造，在锻造的过程中逐渐降低锻造温度跨过β相变点进入α+β两相区。通过这种锻造工艺，α相仅仅以“项链”状在β相晶界析出，避免了晶界α相膜的生成。但是这种热变形工艺对变形温度和时间的要求尤为严格，加工窗口较为狭窄，在实际工业生产中很难掌控。为了解决这个问题，人们提出了在α+β两相区进行锻造
site, and the form of a variable is too large, martensite meet broken. After aging treatment, α" martensite transformed into α phase .The hardness test resulted show that after solid solution treatment, with the increase of deformation, alloy hardness gradually rise, when the deformation risen a certain degree, the hardness was no longer increasing due to the α" martensite transformation is terminated. Basic linear growth after aging of the sample hardness, the reason is that after the limitation of α" martensite and partial into α, β phase deformation increased, accelerate the α in nucleation, increase the number of α, form the ageing strengthening, hardness increased.Keywords Ti-10V-2Fe-3Al alloy, martensite, solid solution, aging, shape variable目 录1 绪论 11.1钛合金的性质 11.2钛合金的工艺性能 21.3钛合金的发展背景 41.4研究钛合金的目的及意义 42 实验材料及研究方法 52.1实验材料与设备 52.2实验方法 73 实验结果与分析讨论 83.1 固溶处理后的组织与力学性能变化 83.2 时效处理后的组织及力学性能 103.3固溶与时效后的对比分析 11结论 15致谢 16参考文献 171 绪论1.1钛合金的性质1.1.1β钛合金的发展背景钛合金由于具有高比强度、比刚度和良好的抗氧化和耐蚀性能，这对于飞行器结构减重，提高其巡航距离和机动性，增加导弹射程，提高构件的服役可靠性和服役寿命等均具有重要的意义[1]。结合这些优点，钛合金在各种高新科技层面得到了较广泛的使用。钛合金按其退火组织可分为α钛合金、(α+β)钛合金和β钛合金三类。除此之外，近α型、近β型、稳定β钛合金、亚稳定β型、 (α+β)型则又是按照钛合金β稳定元素含量和从钛合金淬火后的相组成的关系可以细分为的五个小类。不同类型的钛合金具有自身的特性，适用于不同的服役环境。由于历史的原因，目前获得最广泛应用的钛合金仍然是1954年美国成功研制的Ti-6Al-4V合金，该合金的使用量占全部钛合金的75%~85%，占据着钛合金市场的大半壁江山。与以Ti-6Al-4V合金为代表的α+β型钛合金不同，β钛合金在水淬时不发生马氏体相变，水冷或空冷后能将高温β相在室温下保留下来。在时效过程中从β基体中析出细小、难以变形的α粒子。因而，相对于α+β型钛合金，β钛合金由于α粒子析出而产生的强烈弥散强化效应使得它往往具有更高的强度[2]。另一方面，β钛合金由于加入了大量β稳定元素，大大的降低了其β相变点温度，这使得它们能在比α+β型钛合金更低的温度下进行加工，具有良好的可加工性。甚至其中一些β钛合金可以进行冷加工。第三，β相比α相具有更好的抗腐蚀和氢脆能力，在腐蚀和高氢环境中，β钛合金可作为很好的耐蚀材料。因而，β钛合金受到越来越多的重视。此外，近年来，随着空天飞行器更快、更节能、更先进的要求，促使人们开发强度更高的钛合金。β钛合金由于具有很高的时效强化效应、深淬透性和良好的强度韧性匹配而成为这类合金的理想选择[5,6]。这进一步促进了β钛合金的发展。对于β钛合金设计来说，为了使β相稳定，合金中都必须含有大量的β稳定元素。对于β稳定元素的选择与含量控制是首先要考虑的，一方面足够的β稳定元素使得可以保留足够的亚稳β相以便在时效时分解；另一方面β稳定元素的量如果过多，则会使得亚稳β相的稳定性太强，减弱了析出强化效应[11]。在实际生产中，β稳定元素Mo、V、Nb与共析型的β稳定元素Cr、Fe相比，其花费要高很多，而且稳定β相的作用也没有后者强。但是β稳定元素与钛存在较多共析转变，在Fe等元素含量较高时会与钛发生生成化合物相，导致合金脆性。所以我们在使用共析型元素时，通常遵循多元少量的原则。β钛合金中一般都含有Al元素，它的含量一般在3％左右。Al在两种相中都可以形成置换固溶体发挥固溶强化作用，另外，Al可以在可热处理时促进β相的分解和α相的析出，增强时效强化效应[5,6]。此外，Al的加入可以使Mo、V等高熔点的β元素形成Mo-Al、V-Al加入到反应，这样可以减小熔炼时高密度夹杂的可能性，同时也降低了合金的成本，符合实际需求。1.1.2钛合金的物理性质谈到钛合金，顾名思义，即为以钛为基加入了其他的元素，从而构成的合金。按照温度来区分，在882℃以上的钛可呈现为体心立方的钛，而在882℃以下使的钛为密排六方钛。在室温之下，由于钛合金拥有三种基体组织，这也就使得钛合金分为了三个类型α合金，（α+β）合金和β合金[1,3]。本文中重点研究的β钛合金是β相固溶体组成的单相合金，未经热处理即可具有较高的强度。当对合金进行淬火时效后，合金可以得到更进一步的强化，当其所处的温度即为室内温度时，它的强度基本可达到1372~1666MPa;但是，其热稳定性较差，不适用于高温环境。1.1.3钛合金的化学性质（1）钛合金较不锈钢相比，前者的抗蚀性要远高于后者，尤其是在海水及潮湿的气体等类似的环境工作，优点极其明显。而且对点蚀、酸蚀还有应力腐蚀抵抗力特别强;另一方面，钛合金在对酸碱类及氯化物或者其他有机物面前表现出了优良的抗腐蚀能力。但是其对具有还原性氧等的抗蚀性较差;（2）钛容易与正常大气中的CO、CO2、水蒸气、氮气等发生强烈的反应，因此，钛的化学活性相对比较大；（3）当含碳量大于0.2%时，就会在钛合金中形成硬质TiC；（4）温度较高时，钛会与N作用形成TiN硬质表层；（5）钛的导热系数很小，大概为铝的1/14,镍的1/4,铁的1/5；然而各种钛合金的导热系数却比钛的导热系数下降约50%；（6）当钛与其它表面产生摩擦时，容易有粘附现象产生，因此它的化学亲和力相对来说也是比较大的[9,11]。1.2钛合金的工艺性能1.2.1锻造性能 在本课题中我选取的钛合金是Ti1023合金，在较低的温度范围内，该合金可以发生变形；当变形温度上升至700℃左右之时，此合金的流动应力已降至较低水平，塑性已经较高。Ti1023合金与其它钛合金进行对比，屈服强度明显降低，说明了Ti1023合金可以在较低的温度范围内发生变形。1.2.2热处理工艺钛合金铸件由于易出现夹杂、气孔、成分偏析及组织粗大不均匀性等缺点，在实际使用中，绝大部分铸件还需要进一步进行塑性变形处理[6]。塑性变形既可以在高温下进行，又可以在中等温度或室温下进行。通常，合金在低于再结晶温度以下进行加工变形称为冷变形，在高于再结晶温度以上进行加工变形称为热变形。对于β钛合金，其铸造后的铸锭缺陷使得合金具有很差的强度、塑性和韧性。因此，为了消除和降低这些缺陷对组织和性能的影响，可以对合金进行热变形[7]。β钛合金在热变形过程中，加热温度、保温时间、变形量、变形速率和冷却条件对合金的组织有着相当重要的影响[9]。β钛合金热变形时既可以在β单相区进行，也可以在α+β两相区进行，这依赖于合金成分及所要获得的组织状态。铸锭首次锻造一般选择在β单相区进行。这种高温锻造不但能够大大简化变形过程，而且有利于对铸造组织进行充分而又均匀的变形，得到细小均匀的宏观组织。但在这个过程中，由于合金元素和杂质在β相中扩散比在α中扩散更加剧烈，因而在β单相区热变形易于导致晶粒的迅速长大和锻件在随后的冷却过程中α粒子沿β晶界偏析[2,10]。对此，Sauer等[10]提出β钛合金“跨β相变点”热变形工艺。首先将铸锭在β单相区进行锻造，在锻造的过程中逐渐降低锻造温度跨过β相变点进入α+β两相区。通过这种锻造工艺，α相仅仅以“项链”状在β相晶界析出，避免了晶界α相膜的生成。但是这种热变形工艺对变形温度和时间的要求尤为严格，加工窗口较为狭窄，在实际工业生产中很难掌控。为了解决这个问题，人们提出了在α+β两相区进行锻造[2]，由于β钛合金中含有较多的β稳定元素，其β相变点相对于α钛合金和α+β钛合金较低，因而通常变形抗力也较小。在此温度区间内充分变形可以使得晶界和晶内的初生α相完全破碎，得到均匀的等轴组织或双态组织。但要注意的是合金在均匀化处理后冷却时，若冷速过慢，晶界α相膜将沿β晶界析出。在随后的热加工过程中，由于元素在α+β两相区较低的扩散速率，可能使得这层α相膜难以消除，导致出现组织遗传。目 录
1 绪论 1
1.1钛合金的性质 1
1.2钛合金的工艺性能 2
1.3钛合金的发展背景 4
1.4研究钛合金的目的及意义 4
2 实验材料及研究方法 5
2.1实验材料与设备 5
2.2实验方法 7
3 实验结果与分析讨论 8
3.1 固溶处理后的组织与力学性能变化 8
3.2 时效处理后的组织及力学性能 10
3.3固溶与时效后的对比分析 11
结论 15
致谢 16
参考文献 17
1 绪论
1.1钛合金的性质
1.1.1β钛合金的发展背景
钛合金由于具有高比强度、比刚度和良好的抗氧化和耐蚀性能，这对于飞行器结构减重，提高其巡航距离和机动性，增加导弹射程，提高构件的服役可靠性和服役寿命等均具有重要的意义[1]。结合这些优点，钛合金在各种高新科技层面得到了较广泛的使用。
钛合金按其退火组织可分为α钛合金、(α+β)钛合金和β钛合金三类。除此之外，近α型、近β型、稳定β钛合金、亚稳定β型、 (α+β)型则又是按照钛合金β稳定元素含量和从钛合金淬火后的相组成的关系可以细分为的五个小类。不同类型的钛合金具有自身的特性，适用于不同的服役环境。
由于历史的原因，目前获得最广泛应用的钛合金仍然是1954年美国成功研制的Ti-6Al-4V合金，该合金的使用量占全部钛合金的75%~85%，占据着钛合金市场的大半壁江山。与以Ti-6Al-4V合金为代表的α+β型钛合金不同，β钛合金在水淬时不发生马氏体相变，水冷或空冷后能将高温β相在室温下保留下来。在时效过程中从β基体中析出细小、难以变形的α粒子。因而，相对于α+β型钛合金，β钛合金由于α粒子析出而产生的强烈弥散强化效应使得它往往具有更高的强度[2]。另一方面，β钛合金由于加入了大量β稳定元素，大大的降低了其β相变点温度，这使得它们能在比α+β型钛合金更低的温度下进行加工，具有良好的可加工性。甚至其中一些β钛合金可以进行冷加工。第三，β相比α相具有更好的抗腐蚀和氢脆能力，在腐蚀和高氢环境中，β钛合金可作为很好的耐蚀材料。因而，β钛合金受到越来越多的重视。此外，近年来，随着空天飞行器更快、更节能、更先进的要求，促使人们开发强度更高的钛合金。β钛合金由于具有很高的时效强化效应、深淬透性和良好的强度韧性匹配而成为这类合金的理想选择[5,6]。这进一步促进了β钛合金的发展。对于β钛合金设计来说，为了使β相稳定，合金中都必须含有大量的β稳定元素。对于β稳定元素的选择与含量控制是首先要考虑的，一方面足够的β稳定元素使得可以保留足够的亚稳β相以便在时效时分解；另一方面β稳定元素的量如果过多，则会使得亚稳β相的稳定性太强，减弱了析出强化效应[11]。在实际生产中，β稳定元素Mo、V、Nb与共析型的β稳定元素Cr、Fe相比，其花费要高很多，而且稳定β相的作用也没有后者强。但是β稳定元素与钛存在较多共析转变，在Fe等元素含量较高时会与钛发生生成化合物相，导致合金脆性。所以我们在使用共析型元素时，通常遵循多元少量的原则。β钛合金中一般都含有Al元素，它的含量一般在3％左右。Al在两种相中都可以形成置换固溶体发挥固溶强化作用，另外，Al可以在可热处理时促进β相的分解和α相的析出，增强时效强化效应[5,6]。此外，Al的加入可以使Mo、V等高熔点的β元素形成Mo-Al、V-Al加入到反应，这样可以减小熔炼时高密度夹杂的可能性，同时也降低了合金的成本，符合实际需求。
1.1.2钛合金的物理性质
谈到钛合金，顾名思义，即为以钛为基加入了其他的元素，从而构成的合金。按照温度来区分，在882℃以上的钛可呈现为体心立方的钛，而在882℃以下使的钛为密排六方钛。在室温之下，由于钛合金拥有三种基体组织，这也就使得钛合金分为了三个类型α合金，（α+β）合金和β合金[1,3]。本文中重点研究的β钛合金是β相固溶体组成的单相合金，未经热处理即可具有较高的强度。当对合金进行淬火时效后，合金可以得到更进一步的强化，当其所处的温度即为室内温度时，它的强度基本可达到1372~1666MPa;但是，其热稳定性较差，不适用于高温环境。
1.1.3钛合金的化学性质
（1）钛合金较不锈钢相比，前者的抗蚀性要远高于后者，尤其是在海水及潮湿的气体等类似的环境工作，优点极其明显。而且对点蚀、酸蚀还有应力腐蚀抵抗力特别强;另一方面，钛合金在对酸碱类及氯化物或者其他有机物面前表现出了优良的抗腐蚀能力。但是其对具有还原性氧等的抗蚀性较差;
（2）钛容易与正常大气中的CO、CO2、水蒸气、氮气等发生强烈的反应，因此，钛的化学活性相对比较大；
（3）当含碳量大于0.2%时，就会在钛合金中形成硬质TiC；
（4）温度较高时，钛会与N作用形成TiN硬质表层；
（5）钛的导热系数很小，大概为铝的1/14,镍的1/4,铁的1/5；然而各种钛合金的导热系数却比钛的导热系数下降约50%；
（6）当钛与其它表面产生摩擦时，容易有粘附现象产生，因此它的化学亲和力相对来说也是比较大的[9,11]。
1.2钛合金的工艺性能
1.2.1锻造性能
在本课题中我选取的钛合金是Ti1023合金，在较低的温度范围内，该合金可以发生变形；当变形温度上升至700℃左右之时，此合金的流动应力已降至较低水平，塑性已经较高。Ti1023合金与其它钛合金进行对比，屈服强度明显降低，说明了Ti1023合金可以在较低的温度范围内发生变形。
1.2.2热处理工艺
钛合金铸件由于易出现夹杂、气孔、成分偏析及组织粗大不均匀性等缺点，在实际使用中，绝大部分铸件还需要进一步进行塑性变形处理[6]。塑性变形既可以在高温下进行，又可以在中等温度或室温下进行。通常，合金在低于再结晶温度以下进行加工变形称为冷变形，在高于再结晶温度以上进行加工变形称为热变形。对于β钛合金，其铸造后的铸锭缺陷使得合金具有很差的强度、塑性和韧性。因此，为了消除和降低这些缺陷对组织和性能的影响，可以对合金进行热变形[7]。
β钛合金在热变形过程中，加热温度、保温时间、变形量、变形速率和冷却条件对合金的组织有着相当重要的影响[9]。β钛合金热变形时既可以在β单相区进行，也可以在α+β两相区进行，这依赖于合金成分及所要获得的组织状态。铸锭首次锻造一般选择在β单相区进行。这种高温锻造不但能够大大简化变形过程，而且有利于对铸造组织进行充分而又均匀的变形，得到细小均匀的宏观组织。但在这个过程中，由于合金元素和杂质在β相中扩散比在α中扩散更加剧烈，因而在β单相区热变形易于导致晶粒的迅速长大和锻件在随后的冷却过程中α粒子沿β晶界偏析[2,10]。对此，Sauer等[10]提出β钛合金“跨β相变点”热变形工艺。首先将铸锭在β单相区进行锻造，在锻造的过程中逐渐降低锻造温度跨过β相变点进入α+β两相区。通过这种锻造工艺，α相仅仅以“项链”状在β相晶界析出，避免了晶界α相膜的生成。但是这种热变形工艺对变形温度和时间的要求尤为严格，加工窗口较为狭窄，在实际工业生产中很难掌控。为了解决这个问题，人们提出了在α+β两相区进行锻造
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