鈦合金與熱處理工藝簡述

./鈦合金及其熱處理工藝簡述XX鈦業(yè)股份有限公司：楊新林摘要：本文對鈦及其合金的基本信息進(jìn)行了簡要介紹,對鈦的幾類固溶體劃分進(jìn)行了簡述,對鈦合金固態(tài)相變也進(jìn)行了概述。重點(diǎn)概述了鈦合金的熱處理類型及工藝,為之后生產(chǎn)實(shí)習(xí)中對鈦合金的熱處理工藝認(rèn)識提供指導(dǎo)。關(guān)鍵詞：鈦合金,熱處理1引言鈦在地殼中的蘊(yùn)藏量位于結(jié)構(gòu)金屬的第四位,但其應(yīng)用遠(yuǎn)比銅、鐵、錫等金屬滯后。鈦合金中溶解的少量氧、氮、碳、氫等雜質(zhì)元素,使其產(chǎn)生脆性,從而妨礙了早期人們對鈦合金的開發(fā)和利用。直至二十世紀(jì)四五十年代,隨著英、美及蘇聯(lián)等國鈦合金熔煉技術(shù)的改進(jìn)和提高,鈦合金的應(yīng)用才逐漸開展[5]。純鈦的熔點(diǎn)為1668℃,高于鐵的熔點(diǎn)。鈦在固態(tài)下具有同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變,在882.5℃以上為體心立方晶格的β相,在882.5℃以下為密排六方晶格的α相。鈦合金根據(jù)其退火后的室溫組織類型進(jìn)行分類,退火組織為α相的鈦合金記為TAX,也稱為α型鈦合金；退火組織為β相的鈦合金記為TBX,也稱為β型鈦合金；退火組織為α+β兩相的鈦合金記為TCX,也稱為α+β型鈦合金,其中的"X"為順序號。我國目前的鈦合金牌號已超過50個,其中TA型26個,TB型8個以上,TC型15個以上[5]。鈦合金具有如下特點(diǎn)：〔1與其他的合金相比,鈦合金的屈強(qiáng)比很高,屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度極為接近；〔2鈦合金的密度為4g/cm3,大約為鋼的一半,因此,它具有較高的比強(qiáng)度；〔3鈦合金的耐腐蝕性能優(yōu)良,在海水中其耐蝕性甚至比不銹鋼還要好；〔4鈦合金的導(dǎo)熱系數(shù)小,摩擦系數(shù)大,因而機(jī)械加工性不好；〔5在焊接時,鈦合金焊縫金屬和高熱影響區(qū)容易被氧、氫、碳、氮等元素污染,使接頭性能變壞。在熔煉和各種加工過程完成之后,為了消除材料中的加工應(yīng)力,達(dá)到使用要求的性能水平,穩(wěn)定零件尺寸以及去除熱加工或化學(xué)處理過程中增加的有害元素<例如氫>等,往往要通過熱處理工藝來實(shí)現(xiàn)。鈦合金熱處理工藝大體可分為退火、固溶處理和時效處理三個類型。由于鈦合金高的化學(xué)活性,鈦合金的最終熱處理通常在真空的條件下進(jìn)行。熱處理是調(diào)整鈦合金強(qiáng)度的重要手段之一。2鈦合金的合金化特點(diǎn)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(diǎn)來決定,即由形成的固溶體和化合物的特性以及對α?β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(dú)有的特點(diǎn),如：〔1利用Ti的α?β轉(zhuǎn)變,通過合金化和熱處理可以隨意得到α、α+β和β相組織；〔2Ti是過渡族元素,有未填滿的d電子層,能同原子直徑差位于±20％以內(nèi)的置換式元素形成高濃度的固溶體；〔3Ti及其合金在遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于熔點(diǎn)的溫度中能同O、N、H、C等間隙式雜質(zhì)發(fā)生反應(yīng),使性能發(fā)生強(qiáng)烈的改變；〔4Ti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α或β相的穩(wěn)定作用,來控制α和β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α相,電子濃度大于4的元素能穩(wěn)定β相,電子濃度等于4的元素,既能穩(wěn)定α相,也能穩(wěn)定β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α或β相中的固溶度可以分為三大類：α穩(wěn)定元素、β穩(wěn)定元素、中性元素[6,7]。α穩(wěn)定元素能提高相變點(diǎn),在α相中大量溶解和擴(kuò)大α相區(qū)。例如鋁、鎵、硼、碳、氧、氮等。這其中,鋁在配制合金中得到了廣泛的應(yīng)用。鋁的固溶強(qiáng)化效果最顯著,還可提高合金的高溫強(qiáng)度,提高α+β型合金的時效能力,改善合金抗氧化性,減小合金密度,提高彈性模量。β穩(wěn)定元素能降低相變溫度,在β相中大量溶解和擴(kuò)大β相區(qū)。其中鋁、釩、鈮、鉭、鎢等屬于β同晶型的,在β鈦中可以無限固溶,而鐵、錳、鈷、鎳、銅、硅等,在β鈦中只形成有限的固溶體,在含量相同時,它們的固溶強(qiáng)化效果大于同晶型β穩(wěn)定元素的固溶強(qiáng)化效果。就氧而言,Ti-6Al-4V<TC4>根據(jù)碳、氧、氮、氫等元素含量的不同有工業(yè)級<含氧0.16%~0.20%wt>和ELI級<超低間隙,含氧0.1%~0.13%wt>。因?yàn)檠踉貫棣练€(wěn)定元素,使得合金的β轉(zhuǎn)變溫度發(fā)生變化,對工業(yè)級而言,為1010~1020℃,對ELI級為970~980℃[8]。中性元素在實(shí)用含量范圍內(nèi),對p相向a相的同素異晶轉(zhuǎn)變溫度的影響不大,在α和β相中均能大量溶解或完全互溶。中性元素主要有錫、鋯、鉿。α穩(wěn)定型二元相圖、β穩(wěn)定型二元相圖及β共析型二元相圖分別如圖1~圖3。3鈦合金固態(tài)相變純Ti的β→α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>β//<0001>α,[111]β//[110]α；慣習(xí)面是<331>β,或<8811>α、<8912>α。但Ti合金因合金系、濃度和熱處理?xiàng)l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：β→α′,α′′,ωq,βγ和回火相變:<α′,α′′,βγ>→β+ωq+α→β+α3.1馬氏體轉(zhuǎn)變β穩(wěn)定型Ti合金自β相區(qū)淬火,會發(fā)生無擴(kuò)散的馬氏體轉(zhuǎn)變,生成過飽和α′固溶體。如果合金的濃度高,馬氏體轉(zhuǎn)變點(diǎn)Ms降低到室溫以下,β相將被凍結(jié)到室溫。這種β相稱"殘留β相"或"過冷β相",用βγ表示。值得說明的是,當(dāng)合金的β相穩(wěn)定元素含量少,轉(zhuǎn)變阻力小,β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"α"表示。如果β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α′′表示〔圖4。六方馬氏體有兩種慣習(xí)面。以{334}β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>α′//{110}β,〔110α′//〈111〉β；以{334}β面為慣習(xí)面的馬氏體稱{334}型六方馬氏體〔濃度高,Ms點(diǎn)低,取向關(guān)系仍為<0001>α′//{110}β,〈110〉α′//〈111〉β。斜方馬氏體的慣習(xí)面為{133}β,取向關(guān)系為<001>α′//{110}β,〈110〉α′′//〈111〉β。Ti合金的馬氏體轉(zhuǎn)變?nèi)鐖D4所示,與β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(diǎn)即降低到室溫,β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,β相的濃度將沿β<β+α>轉(zhuǎn)變曲線升高〔濃度沿曲線向右方移動,當(dāng)淬火溫度降低到一定溫度,β相的濃度升高到Ck時,淬火到室溫β相也不發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變,這一溫度稱"臨界淬火溫度",可用Tc表示。Ck和Tc在討論Ti合金的熱處理和組織變化時,是非常重要的兩個參數(shù)。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4,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(diǎn)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{101}c′孿晶,是孿晶馬氏體。斜方馬氏體α′′,由于合金元素含量更高,Ms點(diǎn)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(qiáng)度和硬度只比α相略高些,強(qiáng)化作用不明顯。當(dāng)出現(xiàn)斜方馬氏體時,強(qiáng)度和硬度特別是屈服強(qiáng)度反而略有降低。Ti合金的濃度超過臨界濃度Ck〔圖4,但又不太多時,淬火后會形成亞穩(wěn)定的過冷βγ相。這種不穩(wěn)定的βγ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(qiáng)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。3.2ω相的形成β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4,淬火時除了形成α′或βγ外,還能形成淬火ω相,用ωq表示。ωq是六方晶格,a=0.4607nm,c=0.2821nm,c/a=0.613,與β相共生,并有共格關(guān)系。β→ωq是無擴(kuò)散轉(zhuǎn)變,無論如何快冷也不能被阻止,與β相的取向關(guān)系：[0001]β//[111]ω,<110>ω//<10>β。ω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,ω相是橢圓形,半徑相差較大時是立方體形。β相的濃度遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過臨界濃度〔Ck的合金,淬火時不出現(xiàn)ω相,但在200~500℃回火,βγ可以轉(zhuǎn)變?yōu)棣叵?。這種ω相稱回火ω相或時效ω相,用ωq表示。ωq相的形接是無擴(kuò)散過程,但長大要靠原子擴(kuò)散,是β→α轉(zhuǎn)變的過渡相。由500℃以下回火形成的ωq相,是由于不穩(wěn)定的過冷βγ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)棣豵。ω相硬而且脆〔HB=500,δ=0,雖能顯著提高強(qiáng)度、硬度和彈性模量,但塑性急劇降低。當(dāng)ω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(qiáng)度和塑性的配合。ω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ω相的形成。大多數(shù)工業(yè)用Ti合金都含有Al,故回火ωq相一般很少出現(xiàn)或體積分?jǐn)?shù)Fv很小。3.3亞穩(wěn)定相的分解鈦合金淬火形成的α′、ω和βγ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α+β相。如果合金是β共析型的,分解的最終產(chǎn)物將是α+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α+β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。〔1過冷βγ相分解有兩種分解方式：βγ→α+βx→α+βeβγ→ωq+βx→ωq+α+βx→α+βe式中的ωq是回火ω相；βx是濃度比βγ高的β相,βe濃度的β相。高溫回火,可以越過形成ωq的過渡階段,直接按第一種反應(yīng)式進(jìn)行；如果回火溫度低,則按第二種反應(yīng)式發(fā)生分解：βγ先析出ωa,使βγ相的濃度升高到βx,隨后ωa再分解出α,使βx的濃度升高到βe,最后變成α+βe。〔2馬氏體的分解。馬氏體在300~400℃即能發(fā)生快速分解,但在400~500℃回火可獲得彌散度高的α+β相混合物,使合金彌散強(qiáng)化。實(shí)驗(yàn)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α+β或α+TixMy。X射線結(jié)構(gòu)分析發(fā)現(xiàn),各種Ti合金的馬氏體〔α′,α′′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：α′′→βs+αd′′→βs+α′→α+β分解過程是先從α′′中析出βs〔非平衡成分,使α′′中的β穩(wěn)定元素貧化變成αd′′,然后轉(zhuǎn)變?yōu)棣痢?再轉(zhuǎn)變?yōu)棣?。另一種典型分解過程為：α′′→α+αc′′→α+βs→α+β這個分解過程是無從α′′中析出α,使α′′所含β穩(wěn)定元素富化成αc′′,然后再轉(zhuǎn)變?yōu)棣聅和β相。六方馬氏體〔α′的分解過程與α′′基本相同?！?ω相的分解ω相實(shí)際上是β穩(wěn)定元素在α相中的過飽和固溶體,回火分解過程也很復(fù)雜,與α′′的分解過程基本一樣,但分解過程隨ω相本身的成分、合金元素的性質(zhì)和熱處理?xiàng)l件等而不同。4鈦合金熱處理在鈦合金材料的工程應(yīng)用中,熱處理工藝是確保鈦合金正確使用的重要手段。鈦合金的熱處理工藝主要包括以下幾種類型:退火處理,固溶處理和時效處理。根據(jù)鈦合金的不同類型和不同的退火目的,退火處理又可分為消除應(yīng)力退火,完全退火<再結(jié)晶退火>,雙重退火,等溫退火,脫氫真空退火等幾種形式。根據(jù)加熱溫度的不同,固溶處理又可分為以下兩種類型:在〔α+β/β相變點(diǎn)溫度以上進(jìn)行的固溶處理,簡稱為β固溶;在〔α+β/β相變點(diǎn)溫度以下進(jìn)行的固溶處理,簡稱為α+β固溶。對于時效處理,根據(jù)時效后獲得的強(qiáng)度水平,有峰值時效和過時效<軟化時效>之分。α+β型鈦合金典型的組織形態(tài)如圖5所示：鈦合金熱處理有以下特點(diǎn)：〔1馬氏體相變不能引起合金的顯著強(qiáng)化,這個特點(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〔包括馬氏體相的時效分解?！?應(yīng)避免形成ω相。形成ω相會使合金變脆,正確選擇時效工藝〔如采用高一些的時效溫度,即可使ω相分解為平衡的α+β相。〔3同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變難以細(xì)化晶粒。〔4導(dǎo)熱性差。導(dǎo)熱性差可導(dǎo)致鈦合金,尤其是α+β合金的淬透性差,淬火熱應(yīng)力大,淬火時零件容易翹曲。由于導(dǎo)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相轉(zhuǎn)變溫度而形成魏氏組織?！?化學(xué)性活潑。熱處理時,鈦合金易與氧和水蒸氣反應(yīng),在工件表面形成一定深度的富氧層或氧化皮,使合金性能變壞。鈦合金熱處理時容易吸氫,引起氫脆?！?β相變溫度差異較大,即使是同一成分,但冶煉爐次不同的合金,其β轉(zhuǎn)變溫度有時也會有很大差別〔一般相差5~70℃。這是制定工件加熱溫度時要特別注意的特點(diǎn)?！?在β相區(qū)加熱時β晶粒長大傾向大。β晶粒粗化可使塑性急劇下降,故應(yīng)嚴(yán)格控制加熱溫度與時間,并慎用在β相區(qū)溫度加熱的熱處理。4.1熱處理工藝簡述退火處理〔1消除應(yīng)力退火主要目的是消除在冷加工、冷成形及焊接等工藝過程中產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力。這種退火有時也稱為不完全退火。在這一過程中主要發(fā)生回復(fù)。退火的溫度低于該合金的再結(jié)晶溫度,消除應(yīng)力退火的時間取決于工件的厚度、殘余應(yīng)力大小、所用的退火溫度以及希望消除應(yīng)力的程度,其冷卻的方式一般采用空冷,對于大尺寸和形狀復(fù)雜的零件也可以采用爐冷?！?完全退火主要目的是為了使組織和相成分均勻、降低硬度、提高塑性、獲得穩(wěn)定的或具有一定綜合性能的顯微組織。幾完全退火過程中主要是發(fā)生再結(jié)晶,完全退火的溫度高于該合金的再結(jié)晶溫度,所以也稱為再結(jié)晶退火?！?雙重退火包括高溫和低溫兩次退火處理,其目的是為了使合金組織更接近平衡狀態(tài),以保證其在高溫及長期應(yīng)力作用下的組織及性能穩(wěn)定性。雙重退火特別適用于高溫鈦合金?！?等溫退火對α+β型鈦合金在〔α+β/β轉(zhuǎn)變溫度以下100℃的范圍內(nèi)保溫后直接轉(zhuǎn)移到比該合金實(shí)際使用溫度稍高的爐內(nèi)繼續(xù)保溫一定時間,然后出爐空冷。等溫退火是雙重退火的種特殊形式?！?真空退火是為防止鈦臺金氧化及污染而在真空條件下進(jìn)行的退火,同時,真空退火還可部分去除鈦合金中的氫含量,防止鈦合金發(fā)生氫脆。固溶處理鈦合金進(jìn)行固溶處理的目的是獲得可以產(chǎn)生時效強(qiáng)化的亞穩(wěn)定β相,即將β固溶體以過飽和的狀態(tài)保留到室溫。固溶處理的溫度選擇在〔α+β/β轉(zhuǎn)變溫度以上或以下的一定范圍內(nèi)進(jìn)行<分別稱為β固溶和α+β固溶>,固溶處理的時間應(yīng)能保證合金元素在β相中充分固溶。時效處理鈦合金進(jìn)行時效處理的目的是為了促進(jìn)固溶處理產(chǎn)生的亞穩(wěn)定β相發(fā)生分解,產(chǎn)生強(qiáng)化效果。時效過程取決于時效溫度和時效時間、時效溫度和時效時間的選擇應(yīng)該以合金能獲得最好的綜合性能為原則。確定鈦合金的時效工藝通常是根據(jù)時效硬化曲線來進(jìn)行。時效硬化曲線描述了合金在不同時效溫度下,力學(xué)性能與時效時間的關(guān)系,力學(xué)性能可以是室溫抗拉性能,也可以是硬度或其他性能。時效溫度的選擇,通常應(yīng)避開。相脆化區(qū),因此,一般選擇在500℃以上[9]。時效溫度太低,難于避開ω相,若溫度過高,則由β相直接分解的α相粗大,合金的強(qiáng)度降低。根據(jù)時效后的強(qiáng)化效果,可以將時效分為峰值時效和過時效。幾峰值時效的強(qiáng)度高,塑性相對滿意；過時效則強(qiáng)度下降,而塑性更好,高溫下的組織穩(wěn)定性<熱穩(wěn)定性>及耐蝕性能好。有些合金為了獲得較好的韌性和抗剪切性能,也采用較高溫度時效。這種時效也稱為穩(wěn)定化處理。為了使合金在使用溫度下有較好的熱穩(wěn)定性,可以采用在使用溫度以上的時效。有時為了控制時效析出相的大小、形態(tài)和數(shù)量,某些合金還可以采用多級時效處理,也稱為分級時效。分級時效通常先低溫時效,然后再較高溫度時效。4.2實(shí)用鈦合金熱處理工藝4.2.1α型鈦合金對α型鈦合金,由于兩相區(qū)很小,退火溫度一般選擇在〔α+β/β相變點(diǎn)以下120~200℃。對TA7鈦合金〔如圖6,其〔α+β/β相變點(diǎn)為950~900℃,板材退火溫度選定在700~750℃,棒材退火溫度選定在800~850℃。溫度過高會引起氧化和晶粒長大,溫度過低時再結(jié)晶進(jìn)行不完全。a型鈦合金不能通過固溶時效進(jìn)行強(qiáng)化,通常不進(jìn)行固溶處理。對于a+化合物型鈦合金,固溶處理的目的是為了保留過飽和α固溶體,固溶處理溫度一般選擇在剛剛低于共析溫度,例如Ti-2Cu合金,共析溫度為798℃,固溶處理溫度選擇在790℃,冷卻方式可選擇空冷。4.2.2α+β型鈦合金這類合金的完全退火溫度一般選在〔α+β/β相變點(diǎn)以下120~200℃,冷卻方式采用空冷。例如對TC4鈦合金〔如圖7,其〔α+β/β工程相變點(diǎn)為980~1010℃[9],則完全退火溫度選為750~850℃,消除應(yīng)力退火溫度選在700~800℃。TC6鈦合金的β轉(zhuǎn)變溫度約為965℃,對TC6棒材在870~920℃保溫1~2h,然后自接轉(zhuǎn)移至550~650℃的另一爐中保溫2h,空冷〔等溫退火,或高溫階段結(jié)束后,打開爐門待爐溫降至550~650℃后保溫2h,再空冷。α+β型鈦合金在退火中除發(fā)生再結(jié)晶之外,還會有α相和β相在組成、數(shù)量及形態(tài)上的變化。鄒清燕等[10]對TC11棒材初生α相含量與熱處理溫度的關(guān)系研究表明,在相變點(diǎn)<β轉(zhuǎn)變溫度>以下35~45℃退火處理可以得到初生α的體積百分?jǐn)?shù)為35%~50%而且形貌也比較好的組織。α+β型鈦合金固溶處理溫度通常選擇在〔α+β/β相變點(diǎn)以下40~100℃,即兩相區(qū)的上部溫度范圍,但不加熱到β單相區(qū),因?yàn)榧訜岬溅聠蜗鄥^(qū)后,會產(chǎn)生粗大晶粒,對韌性有害、固溶處理的時間應(yīng)能保證合金元素在固溶體中充分固溶。固溶處理時應(yīng)迅速,通常采用水冷或油冷。時間稍加延誤,會在原始β晶粒的晶界上析出二相,影響固溶處理的效果。以TG4為例,最小截面厚度在6mm以下、6~25mm及25mm以上時,固溶處理延遲的最長時間分別規(guī)定為6s、8s和lOs。對TG4鈦合金棒材、鍛件而言,固溶處理的溫度通常為900~970℃,保溫時間根據(jù)材料尺寸而在20~120min范圍變化,采用水淬。尺寸小,需要的保溫時間也相應(yīng)減少。通常對于α+β型鈦合金,根據(jù)合金成分的不同,時效溫度選取500~600℃,時間為4~12h。冷卻方式均采用空冷。對TC4鈦合金,時效溫度選480~690℃范圍,時效時間選擇2~8h[11]4.2.3β型鈦合金對于β型鈦合金,完全退火即固溶處理,退火溫度一般選擇在〔α+β/β相變點(diǎn)以上80~100℃。完全退火的保溫時間取決于退火處理的零件及半成品的截面尺寸。尺寸越大,需要的退火保溫時間相應(yīng)增加。β型鈦合金的固溶溫度應(yīng)選擇在β轉(zhuǎn)變溫度上下附近位置,例如TB2的β轉(zhuǎn)變溫度為750℃,其固溶溫度實(shí)際選定為750~800℃。若固溶處理溫度選擇過低,β固溶合金元素擴(kuò)散不夠充分,原始α相多,固溶時效后強(qiáng)化效果差。如果固溶溫度選擇過高,則晶粒粗化,固溶時效后的強(qiáng)化效果也會降低。冷卻大多采用水冷,但有些合金例如TB2等也可采用空冷以防形變。對β型鈦合金,通常固溶處理保溫時間比兩相合金要短些,例如Ti-8Al-M