（1）馬氏體相變不會(huì)使鈦合金的性能發(fā)生顯著變化。這個(gè)特點(diǎn)與鋼的馬 氏 體相變不同，鈦合金的熱處理強(qiáng)化只能依賴淬火形成的亞穩(wěn)相(包括馬氏體相)的時(shí)效分解，況且對(duì)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(yīng)該避免形成ω相。形成ω相會(huì)使鈦合金變脆，正確選擇時(shí)效工藝(例如，采用較高的時(shí)效溫度)即可使ω相分解。

（3）利用反復(fù)相變難于細(xì)化鈦合金晶粒。這一點(diǎn)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(fù)相變控制新相形核與長(zhǎng)大，達(dá)到晶粒細(xì)化的目的，而鈦合金中沒(méi)有這樣的現(xiàn)象。

（4）導(dǎo)熱性差。導(dǎo)熱性差可導(dǎo)致鈦合金，尤其是α+β鈦合金的淬透性差，淬火熱應(yīng)力大，淬火時(shí)零件易翹曲。由于導(dǎo)熱性差，鈦合金變形時(shí)易引起局部溫升過(guò)高，使局部溫度有可能超過(guò)β轉(zhuǎn)變點(diǎn)而形成魏氏組織。

（5）化學(xué)性活潑。熱處理時(shí)，鈦合金易與氧和水蒸氣反應(yīng)，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(shí)鈦合金熱處理時(shí)容易吸氫，引起氫脆。

（6）β轉(zhuǎn)變點(diǎn)差異大。即使是同一成分，但由于冶煉爐次的不同，其β轉(zhuǎn)變

溫度有時(shí)差別很大。

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

鈦合金的相變是鈦合金熱處理的基礎(chǔ)，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(dāng)?shù)臒崽幚聿拍軐?shí)現(xiàn)。鈦合金的熱處理種類較多，常用的有退火處理、時(shí)效處理、形變熱處理和化學(xué)熱處理等。

退火適用于各種鈦合金，其主要目的是消除應(yīng)力，提高合金塑性及穩(wěn)定組織。退火的形式包括去應(yīng)力退火、再結(jié)晶退火、雙重退火、等溫退火和真空退火等，鈦合金各種方式退火溫度范圍如圖1所示。

圖1 鈦合金各方式退火溫度范圍示意圖

（1）去應(yīng)力退火。為了消除鑄造、冷變形及焊接等工藝過(guò)程中產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力，可采用去應(yīng)力退火。去應(yīng)力退火的溫度應(yīng)低于再結(jié)晶溫度，一般為450~650℃，所需的時(shí)間取決于工件的截面尺寸、加工歷史及所需消除應(yīng)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(yīng)力，并具有較高的強(qiáng)度和符合技術(shù)條件要求的塑性。退火溫度一般與再結(jié)晶開(kāi)始溫度相當(dāng)或略低，此種退火工藝一般冶金產(chǎn)品出廠時(shí)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(guò)程主要發(fā)生再結(jié)晶，故亦稱再結(jié)晶退火。退火溫度最好介于再結(jié)晶溫度和相變溫度之間，如果超過(guò)了相變溫度會(huì)形成魏氏組織而使合金的性能惡化。對(duì)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(zhǎng)期應(yīng)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(duì)合金進(jìn)行兩次加熱和空冷。第一次高溫退火加熱溫度高于或接近再結(jié)晶終了溫度，使再結(jié)晶充分進(jìn)行，又不使晶粒明顯長(zhǎng)大，并控制ap相的體積分?jǐn)?shù)。空冷后組織還不夠穩(wěn)定，需進(jìn)行第二次低溫退火，退火溫度低于再結(jié)晶溫度，保溫較長(zhǎng)時(shí)間，使高溫退火得到的亞穩(wěn)β相充分分解。

（5）等溫退火。等溫退火可獲得最好的塑性和熱穩(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(jí)冷卻的方式，即加熱至再結(jié)晶溫度以上保溫后，立即轉(zhuǎn)入另一較低溫度的爐中（一般600~650℃）保溫，而后空冷至室溫。

淬火時(shí)效是鈦合金熱處理強(qiáng)化的主要方式，利用相變產(chǎn)生強(qiáng)化效果，故又稱強(qiáng)化熱處理。鈦合金熱處理的強(qiáng)化效果決定于合金元素的性質(zhì)、濃度及熱處理規(guī)范，因?yàn)檫@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(guò)程中析出相的本質(zhì)、結(jié)構(gòu)、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(guān)。

對(duì)于成分一定的合金，時(shí)效強(qiáng)化效果取決于所選的熱處理工藝。淬火溫度越高，時(shí)效強(qiáng)化效果越明顯，但高于β轉(zhuǎn)變溫度淬火，由于晶粒過(guò)分粗大而導(dǎo)致脆性。對(duì)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，這樣可以獲得最大的時(shí)效強(qiáng)化效果。冷卻方式一般選用水冷或者油冷，淬火的過(guò)程要迅速，以防止β相在轉(zhuǎn)移過(guò)程中發(fā)生分解，降低時(shí)效強(qiáng)化效果。時(shí)效溫度和時(shí)間的選擇應(yīng)以獲得最好的綜合性能為準(zhǔn)則，一般α+β型鈦合金時(shí)效溫度為500~600℃，時(shí)間4~12h；而β型鈦合金的時(shí)效溫度為450~550℃，時(shí)間8~24h，冷卻方式均采用空冷。

形變熱處理是將壓力加工（鍛、軋等）與熱處理工藝有效地結(jié)合起來(lái)，可同時(shí)發(fā)揮形變強(qiáng)化與熱處理強(qiáng)化的作用，得到與單一的強(qiáng)化方法所不能獲得的組織與綜合性能。常見(jiàn)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(jié)晶溫度和相轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系進(jìn)行分類，按變形溫度分為:

圖2 鈦合金的形變熱處理工藝過(guò)程示意

(a)高溫形變熱處理；(b)低溫形變熱處理

1-加熱；2-水冷；3-時(shí)效；4-高或低溫變形；t_β-β相變點(diǎn)；t_再-再結(jié)晶溫度

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

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

（3）復(fù)合形變熱處理。將高溫形變熱處理和低溫形變熱處理結(jié)合起來(lái)的一種工藝。

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(chǎn)生黏結(jié)，引起摩擦腐蝕。在氧化介質(zhì)中鈦合金的耐腐蝕性較強(qiáng)，但在還原介質(zhì)(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(xué)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(shí)表層高2~4倍，因而明顯提高合金的耐磨性，同時(shí)還改善合金在還原性介質(zhì)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(qiáng)度會(huì)有不同程度的損失。

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(nèi)結(jié)構(gòu)上均各不相同，主要取決于合金成分、變形工藝和熱處理過(guò)程。一般鈦合金的組織有兩個(gè)基本相，即α相和β相。鈦合金的力學(xué)性能在很大程度上取決于這兩個(gè)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(duì)應(yīng)的合金性能指標(biāo)，可見(jiàn)不同組織下的性能差異較大。

表1 TC4合金四種典型組織對(duì)性能的影響

圖3 鈦合金中的典型組織

(a)片層組織；(b)網(wǎng)籃組織；(c)雙態(tài)組織；(d)等軸組織

其特點(diǎn)是粗大的原始β晶粒和完整的晶界α相，在原始β晶粒內(nèi)形成尺寸較大的“束集”，同一“束集”內(nèi)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(lái)形成的組織。當(dāng)合金具有這種組織時(shí)，其斷裂韌性、持久和蠕變強(qiáng)度好，但塑性、疲勞強(qiáng)度、抗缺口敏感性、熱穩(wěn)定性和抗熱應(yīng)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(zhuǎn)。

其特點(diǎn)是原始β晶粒邊界在變形過(guò)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(nèi)的α片變短，α“束集”尺寸較小，各片叢交錯(cuò)排列，猶如編織網(wǎng)籃狀，如圖3(b)所示。當(dāng)合金在β相區(qū)加熱或開(kāi)始變形，或者在(α+β)雙相區(qū)的變形量不夠大時(shí)一般會(huì)形成這種顯微組織。細(xì)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(qiáng)度，還具有較好的熱強(qiáng)性。

其特點(diǎn)是在p轉(zhuǎn)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(guò)50%，如圖3(c)所示。當(dāng)鈦合金熱變形或熱處理的加熱溫度低于β轉(zhuǎn)變溫度較少時(shí)，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(zhuǎn)變組織中的片狀α相，與初生α相對(duì)應(yīng)，這種片狀。相亦稱為次生α相或二次α相。當(dāng)合金在(α+β)雙相區(qū)較高溫度和較大變形時(shí)會(huì)形成這種組織。

其特點(diǎn)是在均勻分布的含量超過(guò)50%的初生α相基體上，分布著一定數(shù)量的轉(zhuǎn)變?chǔ)陆M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(jìn)行，且加熱溫度低于β轉(zhuǎn)變溫度較多時(shí)，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(qiáng)度、抗缺口敏感性和熱穩(wěn)定性好，但斷裂韌性、持久、蠕變強(qiáng)度差一些。由于這類組織有較好的綜合性能，目前采用最廣泛。

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(shí)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(shí)效溫度和時(shí)效時(shí)間。

圖4 典型熱處理工藝示意圖

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?jǐn)?shù)減少，當(dāng)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(dòng)的阻礙消失，β晶粒急劇長(zhǎng)大，平均直徑可達(dá)300μm左右，如圖5(d)所示。

由此可見(jiàn)，固溶溫度對(duì)TC21合金的顯微組織影響顯著。在(α+β)雙相區(qū)固溶時(shí)，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(duì)合金的力學(xué)性能起著至關(guān)重要的作用。為了避免β晶粒的快速長(zhǎng)大，TC21合金的固溶溫度應(yīng)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。

圖5 固溶溫度對(duì)TC21合金顯微組織的影響

(a)850℃/AC；(b)910℃/AC；(c)940℃/AC；(d)1000℃/AC

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(shí)間的增加，TC21合金中ap相的體積分?jǐn)?shù)以及分布規(guī)律并沒(méi)有發(fā)生顯著的變化。由此可見(jiàn)，當(dāng)固溶處理達(dá)到一定時(shí)間之后，TC21合金的顯微組織對(duì)固溶處理時(shí)間不敏感，只是固溶處理溫度對(duì)合金的固溶組織起著決定性的作用。

圖6 固溶時(shí)間對(duì)TC21合金顯微組織的影響

(a)850℃/4h，AC；(b)910℃/4h，AC

圖7為冷卻方式對(duì)TC21合金顯微組織的影響。由圖7可知，冷卻方式對(duì)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(méi)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(guò)程中可以較充分的長(zhǎng)大（造成AC條件下合金中α_p相含量增加并且聚集長(zhǎng)大）。高溫下的β相在較慢的冷卻過(guò)程中也可以得到較充分的轉(zhuǎn)變而形成β_T。

圖7 冷卻方式對(duì)TC21合金顯微組織的影響

(a)910℃/1h，WQ；(b)910℃/1h，OQ；(c)910℃/1h，AC

圖8為TC21合金在500℃和600℃時(shí)效的組織照片。由圖8可知，合金時(shí)效后的組織組成為α_p相+β_T相。隨時(shí)效的進(jìn)行，次生α相發(fā)生長(zhǎng)大合并;隨著時(shí)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(shí)效，由于時(shí)效溫度偏低，固溶處理得到的亞穩(wěn)β在時(shí)效過(guò)程中缺乏分解的驅(qū)動(dòng)力，形成的次生相比較少。

圖8 時(shí)效溫度對(duì)TC21合金組織的影響

 (a) 910℃/1h，WQ+500℃/6h,AC；(b) 910℃/1h，OQ+500℃/6h,AC

 (c) 910℃/1h，AC+500℃/6h,AC；(d) 910℃/1h，WQ+600℃/6h,AC

(e) 910℃/1h，OQ+600℃/6h,AC；(f) 910℃/1h，AC+600℃/6h,AC

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

圖9 時(shí)效時(shí)間對(duì)TC21合金組織的影響

(a) 910℃/1h，WQ+500℃/2h,AC；(b) 910℃/1h，WQ+550℃/12h,AC

 (c) 910℃/1h，AC+500℃/2h,AC；(d) 910℃/1h，OQ+550℃/12h,AC

(e) 910℃/1h，OQ+600℃/2h,AC；(f) 910℃/1h，AC+550℃/12h,AC

通過(guò)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。

圖10 熱處理對(duì)典型鈦合金顯微組織的影響

(a) TC21 970℃/1h，FC；(b)TC21 910℃/1h，AC+550℃/6h,AC

 (c) TC21 910℃/1h，FC+550℃/6h,AC；(d)Ti600 1020℃/2h，AC+650℃/8h,AC

(e)Ti600 1005℃/2h，AC+650℃/8h,AC；(f)Ti600 AC+600℃/100h,AC

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?jǐn)?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(zhǎng)期時(shí)效或熱暴露的過(guò)程中，其富含Al的α_p相中容易析出α₂ (Ti₃Al)相。通過(guò)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。

圖11 熱暴露后Ti600合金中α2相的TEM形貌和選區(qū)電子衍射花樣

(a)TEM形貌；(b)選區(qū)電子衍射花樣