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钛合金及其热处理工艺简述

时间:2022-07-03 00:01 来源:admin 作者:admin 浏览:

  以取向关系为为惯习面的01取向关系转变如图4所度ms是随合降低到室温度的降低当淬火温度生马氏体转合金的热处理334面为为0001的马氏体称110系为001所示与相合金元素含相即不相的浓度度降低到一转变这一温理和组织变为惯习面的110334型六方1120110相的浓度和转含量的增加而不再发生马度将沿一定温度温度称临变化时是非的马氏体浓112方马氏体111110转变温度有而降低当氏体转变

  进行了简述, 对钛合金固态相变!也进行了,概述。重点概、述了钛合金的热处理类型 及工艺,为之后生产实习中对钛合金的热处理工艺认识提供指导。 关键词:钛合金,热处;理

  钛在,地壳中的蕴藏量位于结构金属的第四位,但其应用、远比铜、铁、锡等金? 属滞后。钛合金中溶解的少量”氧、氮、碳、氢等杂质,元;素,使其产生脆性,从而妨 碍了早期人们对钛合金的开发和利用。直至二十世纪四五十年代,随着英、美及 苏;联等国钛合金熔炼技术的改进”和提高,钛合金!的应用才逐;渐开展[5]。 纯钛的熔点为 1668℃,高于铁“的熔点。钛在固态下具有同素异构转变,在 ?882.5℃以上为体心立方晶。格的“β 相,在 882.5℃以下为密排六方晶格的α 相。钛 合金根据其退火后的室温组织类型进行分类,退火组织为α 相的钛合金!记为 TAX, 也称、为α ?型。钛合金;退火组、织为β ;相:的钛合金记为 TBX,也称为β; 型钛合金;退 火组。织为α β 两相。的钛合金记为 TCX,也称为α β 型钛合金,其中的“X”为顺 序:号。我国目”前的:钛合!金牌号、已超过? 50 !个,其中 T;A 型 26 !个,TB 型 8 个以上,TC 型 15 个以上[5]。 钛合金具有如下特!点: (1)与其他的合金相比,钛合金的屈强比很高,屈服强度与抗!拉强度极为接 近; (,2)钛合金的密度为 “4g/cm3,大约为钢的一半,因此,它具有较高的比强度; (3)钛合金的耐腐蚀性能优良,在海水中其耐蚀性,甚至:比不锈“钢还要好; (4)钛合金的导热:系数小,摩擦系“数大,因而“机械加工性”不好; (;5)在!焊接时,钛合金焊缝金属和高热影!响区容易;被“氧、氢、碳、氮等。元素。 污染,使接头性?能变坏。 在熔炼:和?各种加工!过程“完成之后,为了消”除材:料、中的加工、应,力,达到使用要 求的性能水平, 稳定零?件尺寸以及去除热加”工;或化学处理过程中增加的有”害?元素 (例如?氢)等,往往要通过热处!理工艺来实现。 钛合金热处理工艺大体可分为退火、 固溶处。理和时;效处理三个类型。由于钛合金高的化学活性,钛合金的最终热处理 通常在真空:的条件下进“行。热处理是调整钛合金强度的重!要手段之一。

  钛合金的性能由 Ti 同。合金元素间的物理化学反应特点来决定,即由形成的 固溶体和化合物的特性以及对α ⇔β 转?变的影响!等!来决定。 而这些影响“又与合金 元素的原子尺寸、电化学性质(在周期表中的相对位置) 、晶格类型和电子浓度 等有关。但作为 Ti 合金与其它有色金属如 A;l、Cu、Ni “等比、较,还有其独”有的? 特点,如: (1);利用 Ti 的“α ⇔β :转变,通过合金?化“和热。处理可以,随意得、到α 、α β !和β? 相组织; (2)T!i 是过、渡族;元素,有未填满,的 d? 电子层,能同原子直径、差位:于±20% 以内的置换式元素形成高浓度的固溶体; (3)”T、i 及!其合金、在!远远低于熔点的温“度中!能同 O、N、H、C 等间隙“式杂质 发;生反应,使性能发生强烈的改变; (4)Ti:同其它元“素能形成;金属键、共价键和离子键固溶体和化合物。 Ti合金合金化的主要目的是利用合金元素对α 或β 相的稳定作用, 来控制α 和β 相的组成和性能。 各种合金元素的稳,定作用又与元素的电子浓度(价电,子数 与原子的比值)有密切关系,一般来说,电子浓度小于4的元素能稳定α 相,电 子浓;度大于4的元素能稳定β 相,电子浓度等于4的元素,既能稳定α 相,也能稳 定β 相。 工业?用Ti合、金的主“要合金元!素有Al、Sn、Zr、V、Mo、Mn、Fe、Cr、Cu和,Si, 等, 按其对“转变温度”的;影响和在。α 或:β ?相中的固。溶度可以?分为三大;类:α 、稳定元 素、β “稳定元?素、中性元素,[6,7]。 α 稳、定元素能提高相变点,在α 相中大量溶解和扩大α 相区。例如铝、镓、 硼、碳、氧、氮等。这其中,铝在配,制合、金,中得:到了广泛;的应用。铝的固溶:强化: 效:果最显?著,还可提高合金的;高温强度,提高α β 型合金的时效能“力,改善合“金 抗氧?化性,减小合?金密度,提高“弹性模量。 β 稳、定元“素”能降低相变温度, 在β 相中大“量溶、解和扩大β 相区。 其中铝、 钒、 铌、钽、钨等属于?β 同,晶型的,在β: 钛中!可以无?限固溶,而铁、锰、钴、镍、铜、 硅等,在β ?钛中只!形成”有、限的固溶:体,在含量:相同时,它们、的固溶。强化效果“大于?同 ;晶型β 稳定元素的固溶强化效果。就氧而言,Ti,-6Al-4V(TC4)根据碳、氧、氮、 氢等元素含量的不,同有工业级(含氧0.16%~0.20%wt)和ELI级(超低间隙,含氧 0.1%~0.13%wt)。因为,氧元素为α 稳定,元素,使得合金的β 转变温度发生变;化,对 “工业?级而言,为1010~1020℃,对ELI级为970~980℃[8]。 中性元:素在实用?含量?范围内,对 p 相向 a ,相的同素?异晶!转变?温度的,影响不大,

  在α 和β 相中均能大量溶解,或完全互溶。中性元素主“要有锡、锆、铪。 α, 稳定型、二、元相图、 β 稳定型二元,相图及β 共析型二元相图分别如图 1~图 3。

  纯Ti的β、 →α: 转变,是体心立方晶格向密排六方晶格的转变,完全符合、 B!urgers的取向关系: (110)β //(0001)α , [111]β //[11 2 0 ;]α ; 惯。习面是。(331)! β ,或(8811),α 、(8912)α 。但Ti合金?因合金系、浓度和热处理条件不同,还会 出现一系列复杂的相变过程。这些相变可归纳为两大类,即淬火相变: β? →α“ ′,α ′′,ω q ,β :和回火相“变: (α, ′,α ′′,β γ ”) →、β; ”ω qα ?→β ,α 3.1 马氏。体转变 β 稳定型T?i合!金自β; 相区淬;火,会发生无扩散的马氏体转变,生成过饱和α ′ 固溶体。如果合金“的浓度高,马氏体转变点Ms降低到室温以下,β 相将“被冻结到 室温。这种β 相称“残留β; 相”或“过冷β。 相” ,用β γ! 表示。值得说?明的是,当 、合金的“β 相稳;定元“素含量少, 转变阻,力小,β 相可由体心立方晶格直接转变为密 排六方晶格,这种马氏体称“六方马;氏体” ,用“α ”表示。如果β! 稳?定,元素含 ”量高,转变阻?力大,不能直接转变,成六方晶格,只能转变为斜方晶,格,这种马氏 体称“斜方马;氏体” ,用α ′′表示(图“4) 。

  六方马氏体有两种惯习面。 以{334}β 面为惯习面的马氏体 (浓度低, Ms 高?) , 称”{334}型;六;方马?氏体,取向关系为(0001)α ′//“{110}β , (,11 ”2 0);α ′//“ 〈、111〉 β ; 以{334}β 面为惯。习面的马氏体称{334}型“六方马氏体 (浓度高, Ms 点 ”低) ,取向关系仍为(0001)α ′//{110}β , 〈11 2 0〉α、 ′。//〈111〉β 。斜方马 氏体的惯习面为{133}β , 取?向关系为(001)α ′/:/{110}β , 〈110〉 α ′′”// 〈111〉 β 。 Ti 合金的马氏体转变”如图4所示,与β 相的浓度和转变?温度有密闭关系。由 图可知,马氏体转变温度:Ms 。是随合金元:素含量的增加而降低,当合,金浓度增加 到临界浓度Ck,Ms点?即降低到室温,β 相即不再发”生马氏体转变。同样,成分已 、定的、合金,随着淬火!温度的:降低,β 相的浓度将沿β (β α )转变曲线升高(浓 。度沿?曲线向右“方移动) ,当淬火温度降低到一定温度,β 相的浓度升?高到Ck时, 淬火到室温β 相也不发生马氏体转变,这一温度!称“临界淬火温度” ,可用”Tc:表 示。Ck 和Tc在讨论Ti合金的热处理和组织变化时,是非常重要、的两个参数。

  马氏体的形态与合金的浓度和Ms高低有关。六方马氏体有两种“形态,合金元。 素;含量低(图4); ,马氏;体转变温;度Ms高”时,形成。板条状马氏体。这种六方马氏体 有大,量的位错,但基本上,没、有孪晶,是单晶马氏体。反之,合金元素含量高,Ms ;点降低,形成针状或锯。齿:形马氏体。这种六方马氏体有高的位错密度和层错,还 有大量的{10 1 1}c′孪晶,是孪晶马氏体。斜方马氏体α ′?′,由于合金元素含 ?量更高,Ms点;更低,马氏体“针更细,可以:看到?更密集,的孪晶。 但应;指出,Ti!合金:的马氏体:是、置换型过饱和固溶体,与钢的间隙式马氏体不 同,强度和硬度只比α 相略高些,强化作用不明显。当出现斜方马氏体时,强度 和硬度特别。是屈服强度反而略有降低。Ti合金的浓度超过临界浓度Ck(图4) ,但 又不太多时, 淬火后会形成亚稳定的过冷β :γ 相。 这种不稳定的,β γ 相, 在应力 (或 应变)作用下能转!变为马氏体。这种马氏体称“应力感生;马氏体” ,屈服强“度很 低,但有高的应变:硬。化率和塑,性,有利于均;匀拉伸成型!操作。 3.2ω 相的形成 β 稳定型Ti合?金的成分位于临界浓”度ck 附,近时,如Blackburn、说明图所示 (图4); ,淬火时除了形成α ′或β γ 外,还能形成淬火“ω 相,用ω, q表示。ω q是 六;方晶格,a=0.4607n、m,c=0.2821n:m,c/a=:0.613,与β 相共!生,并有“共格关系。 β →ω” q是无扩散转变, 无论如何快冷:也不能被阻止, 与β 相的取向关系: [0001] β //[111]ω ,(11 2 0)ω //(1 1 0)β 。 ω 相的形状与合金元!素的原子半径“有关,原子半径与Ti相差较小的合金, ω 相是椭圆形,半径相差较大时是立方体形。 β 相的浓度远远超过临界浓度 (C”k) 的合金, 淬!火时不出现ω! 相, 但在200~500℃ 回火,β γ 可以转变为ω 相。这种、ω 相称回火ω 相或时效ω 相,用ω q?表示。ω q 相的、形。接是无扩散。过程, 但长大要靠原子扩散, 是β →α 转变的过渡相。 由500℃ 以下回火形成的ω q相, 是由于不稳定的过冷β γ 相在回火过程中发生了溶质原子 偏聚,形成溶质原子富集区和!贫化区,当贫化区的浓度接近Ck时即转变为ω q。 ω 相硬而且脆(HB=500,δ =0) ,虽能“显著提?高强度、硬度和弹“性“模量,但塑性急! 剧降低。 当ω ;相的:体积分数?Fv>80%, 合;金即:完全失去、了“塑性; 如果Fv控?制?在50% ?左右,合金会有较好的强度;和”塑性:的配合。 ω! 相是T,i合金的有害组织, 在淬火和回”火时都、要避开它的形成区间,但加Al :能抑制ω 相的形成。大多数工业用Ti合金”都含有Al,故回火ω q相一般很少出现 或体积分数Fv很小。 3.3 亚稳“定相的,分解 钛合金淬火形成的α ′、ω 和β γ 相都是不稳定的,回火时即发生分解。各 种相的分解过程很复杂,但分解的最终“产物都是平衡。的α β 。相。如果?合金是β

  共析型;的,分解的最终产”物将是;α TixMy 化合物。但应说明,这种共析分解在 !一定!条件下可以得到弥散的α β 相,有弥散硬“化作用,是Ti合:金时效硬化的主 要原因。各种亚稳定相的分解过程”如:下。 (1)过冷β γ 相分解”有两种分解方式: β

  “式中的ω q是回火ω 相;β x是浓度比β、 γ 高的β 相,β e浓”度的β 相。高温回 火, 可以越过形“成ω q的过渡阶段, 直接按第一种反应式进行; 如果回火温度低, 则按第二种反应式发生分解:β γ 先析出ω a,使β γ 相的浓度升高到β x,随后ω a 再分解!出α ,使β x:的浓度升:高到β: e,最后变成α β ,e。 (2) 马氏体的:分解。 马氏体在300~400℃即能发生?快速分解, 但在400~500℃ 回火可获“得弥散度高的α β 相混合物,使合金弥散强化。实验研究表明,马氏 体要经过许多中间阶段才能分解为平衡的α β 或α TixMy。X射线结”构分析”发 现,各种Ti”合金的马氏体(α ′,α ′′)有三四种过?渡分解阶:段。现举两种!典 型:分解过程如。下,第一种:α ′′→β sα d。′′→β s α ′→α β? 分解过程是先从α ′′中析出β s(非平衡成分) ,使α ′′中的β 稳定元 素贫化变?成α: d′′,然后“转变!为α ′,再转变;为α 。另一种典型分:解,过程为: α ′′→α α c′′→α β s →α β 这个分解过程是无从α ′′中析出α ,使α ′′所含β 稳定元素富化成α c′′,然后再转变为β s和β 相。 六方马氏体(α ′)的分解过程与α ′′基本相同。 (3)ω 相的分解ω 相实际上是、β 稳定元素在α 相中的过饱和固溶体,回火 “分解过程也?很复杂, 与α ′′的分解过程,基本一样,但分解过程随ω ?相本身的成 分、合金元素的性质和热处理”条,件等!而不同。

  在钛合金材,料的工程应用中,热处理工艺是确保钛合金正确,使用的重要手段。 钛合金的热处理工!艺主”要包括以下几种类型:退火处理,固溶处?理和时效处理。 根 据钛合金的不同类型、和不同的退火目的,退火处理又可分为消除应力退火,完全“ 退火(再结晶退火),双重退火,等温退火,脱氢真空退火等、几种形:式。根据加热温 度的不同,固溶、处理又可分为以下两种类型:在(α β )/β 相变点温度以上进行 的固溶处理,简称为β 固溶;在(α β )/β 相变点温。度以下进行的固溶处理,简 称为α β ;固溶。对于时”效处理,根据时;效后获得:的强度水;平,有峰值时效?和过时? 效(软化时效)之分。 α β 型钛合金典型的组织。形态如图 5 所示:

  钛合金热处理有以下特点: (1)马氏体相变不能引起合金的显著强。化,这个特点与钢的马氏体相变不 同,钛合金的热处理强化只能依赖淬火形成的亚稳相(包括马氏体相)的时效分 解。 (2)应避免形成ω 相。形成ω 相会使合金变脆,正确选择时效工、艺(如采 :用高一些的时效温度,即可使ω 相分解为平衡的,α β 相。 (3)同素异构转变难以细化晶粒。 (4)导热“性,差。导热“性差!可导致“钛合金,尤其!是α ,β 合、金的”淬、透性差,淬 火热应力大,淬火,时零件容,易翘曲。由于导”热性差,钛合金变形时易引;起?局部,温 升过高,使局部温度有可能超过β 相转变温度而形成魏氏组织。 (5)化学性活泼。热处理时,钛合金。易与氧!和水蒸气反应,在工件表面、形 成、一定深度的富氧层或氧化皮,使合金性能变坏。钛合金热处理?时容易吸氢,引 起氢脆。 (6)β 相变温度差、异较大,即使、是同一成分,但冶炼炉次不同的合金,其 β 转变温度有时也会有很大差别(一般相差 5~70℃) 。这是制定工件加热温度时 要特别注意的特点。 (7)在β 相区加热时β 晶粒:长大倾向大。β 晶粒粗化可使塑性急”剧下降,

  故应严格控制加热温度与时间,并慎用在β 相区温度加热的热处理。 4.1 热“处理,工艺简述? 4.1.1 退火处理 (1)消除!应力退火 主要目的!是消?除在冷加:工、 冷成形及焊:接等工艺、过程中产生的内应力。这种; 退火有时也称为不完全退火。 在这一过程中主要发生回复。退火的温度低!于!该合 金的再结晶温度,消除应力退火的时间取决于工件的;厚度、残余应力大小、所用 的退火温度以及希望消除应力的程度,其冷却的方式一、般采用空冷,对于大尺寸 和形状”复杂的零件也可以采用炉冷。 (2)完全退火主 要目的是为了使组织和相成分均匀、降低硬度、提高塑性、获得稳定的或具” 有一定综合性能的显微组织。 几完全退火过程中主要是发生再结晶,完全退火的 温度高于该合金的再结晶温度,所以也;称为再结!晶退火。 (3)双重退火 包括高温和低温两次退火处理,其目的是为了使合金组织更接衡状,态, 以保证其在高温及长期应力作用下的组织及性能稳定性。 双重退火特别适用于高 温钛合金。 (4)等温退火 对α β 型钛合金在(α β )/β 转变温度以下 100℃的?范围内保温:后直接 转移到比该合金实际使用温度;稍高的炉内继续保温一定时间,然后出炉空冷。等 !温退火:是双重退:火的种,特殊形“式。 (5)真空退火 是为防止钛台金?氧化及污染而在!真空条。件下进行的退、火,同时,真空退火还 可部分去除钛合:金中的氢含量,防止钛合金发生氢脆。 4.1.2 固溶处理 钛合金进行固溶处理的目的是获得可以产生时效强化的亚稳定β 相, 即将β 固溶体以过饱?和的状“态保留到室”温。固溶处理的温度选择在(α β )/β 转变温 度以上或以下的一定范围内进行(分别称为β 固溶和α β 固溶),固溶处理的时 间应能保证合金元素在β 相中充分固溶。 4.1.3 。时效处理。 钛合金进行时。效。处,理的目的是为了促:进固!溶处理产生的亚稳定β 相发生分” 解,产生强化效果。时效过程取决于时效温度和时效时间、时效温度和时效时?间 的选择应该以合金能获“得最好的综合性能为。原则。 确“定钛合金的时效、工艺通常是,根据时效硬;化曲线来进?行。 时效硬化曲线描述

  了合金在不同时效温度下, 力学性能与时效时间的关系,力学性能可以是室温抗 拉性能,也可以是,硬度或;其他性能。时效温度的选择,通常;应避开。相脆化区, 因此,一般选择“在 ?500℃以上“[9]。时效温度太”低,难于避,开ω 相,若温!度过高, 则由β 相直接分解的α 相粗大,合金的强;度降低。 根据时效后的强化效果, 可以将时效分为峰值时效和过时效。几峰值时效的 强度。高,塑性相对。满意;过时,效则?强度下降,而塑?性更好,高温下;的组织稳定;性 ?(热稳定性?)及耐“蚀性能好。有些合金为了获得、较好的韧性和,抗剪切性能,也 ;采用较高温:度时。效。这种时、效也称为;稳:定化处理。为了使合;金在使用温度下有 “较好的热稳定性,可以采用在使用温度以上的时效。 有时为了控制时效析出相的大小、形态和数量,某些合金还可以采用多级时 效处理,也称:为分级时效。分级时效通常先低温”时效,然后再较“高温度时效。 4.2 实用,钛:合金热处理工、艺 4.2.1 α “型钛合金 对α 型钛合金,由于两相区很小,退火温度一般选择在(α β )/β 相变点 以下 120~200℃。 对 TA7 钛合金 (如图 6) , 其 (α β ) /β 相变点为 950~900℃, 板材退火温度“选定在 700~750℃,棒材退火温度选定在 800~850℃。温度过高会 引、起氧化和晶粒长大,温度过低时再结晶进行不完全。

  a 型钛合金不能通过固溶时效进行强化,通常不进行固溶处理。 对于 a化合物型钛合金,固溶处理的目的是为了保留过饱和α 固溶体,固 溶处理温度一。般选择在刚刚低于共析温度, 例如 Ti-2Cu 合金, 共析温度为 798℃, 固溶!处理温度选择在 790℃,冷却方式:可选择空冷。

  4.2.2 α ;β, 型钛合金 这类合金的完全退火,温度一般选在(α β )/、β 相变点以下 120~200℃,冷 ,却方式采用。空冷。例如对 TC4 钛合金(如)图 7,其(α β )/β ”工程相变点为 980~1010℃[9],则完全退火温度,选为 750~850℃,消除应力退火温度选在 700~800℃。 TC6 钛合金的β 转变温度约为 965℃,对 TC6 棒材在 870~920℃保 温 1~2h,然后自接转移至 550~650℃的另一炉中保温 2h,空冷(等温退火) ,或 高?温阶段结;束后,打开炉门待炉温降至 550~650℃后保温 。2h,再空冷。

  α β 型钛合”金在退火中。除发生再结晶之外,还会有α “相和β 相在组成、数 量及形态上的变化。邹清燕等[10]对 TC11 棒材初生α 相含量与热处理温度的关系 研究表明,在相变点(β 转变温度)以下 35~45℃退火处理可以得到初生α 的体积 百分数为 35%~50%:而且形貌也比较好的组织。 α β 型钛合金固溶处理温度通常选择在 (α β ) /β ;相变点以”下 !40~100℃, 即两相区的上部温度范围,但不加热到β 单相;区,因为加热到β” 单相区?后,会产 ?生粗大晶。粒, 对韧性有害、 固溶处理的时间应能保证合金元素在固溶体中充分固 溶。固溶处“理时应迅速,通常采,用水冷或油冷。时间稍加;延误,会在原!始β 晶粒 的晶界上析出二相,影响固溶。处理的效果。以 TG4 为例,最小截面厚度在。 6mm 以下、6~25mm“ 及 25mm 以上时,固溶处理延迟,的最长时间分?别规定为 6s、8s 和 。lOs。对 ?TG4 钛;合金棒材、锻件而言,固溶处;理的温?度通?常为, 900~970℃” ,保温 “时间根据材料尺寸而在 20~120min 范围变化,采用水淬。尺寸小,需要的保温时 间也相应减少。通常对于α β 型钛合金,根据合金成分的不同,时效温度选取?

  、500~600℃,时间为 4~12h。冷却方式均采”用空冷。对 TC“4 钛合金,时效温度,选 480~690℃范围,时效时间选择 2~8h[11] 4.2.3 β 型钛合金 对于β” 型钛合金,完全退火即固溶处理,退火温度一般选择在(α β )/ β 相变点以上 80~100℃。完全退火的保、温时?间取决于退火处理的零件及半成品 的截面尺寸。尺寸越大,需要的退火保温时间相应增加。 β 型钛合金的固溶温度应选择在β 转变温度上下附近位置,例如 TB2 的β 转 变温度为 750℃, 其:固溶温度实际选定为 750~800℃。 若固溶处理温度“选择过低, β 固溶合金元素扩散不够充分,原始?α 相多,固溶,时效后强化效果:差。如果固溶 温度选择过高,则晶粒粗化,固溶时效后的强化效果也会降低。冷却大多采用水 ;冷,但有些合金例如 TB2 等也可采用空冷以防形变。对β 型钛合金,通常固溶处” 理保”温时间比两相合“金要短些, 例如 Ti-8Al-Mo-V (α。 型)棒材、 锻件为 20~90min, TB2、TB3 ,等棒材、锻件为。 10~,30mi?n。这是因为?单相合金的热传导性通常优于两 相合金。但对于 Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al(β 型)及 Ti-1OV-2Fe-3Al(β? 型、)的棒 材、锻件来说,保温时间”分别会!长至 10~90min 和 60 ~120min,这是因为这两种 合金的。合金化程度高, 元素?扩散更。加困难,因而需要保温较长时间才能获得均;匀; 稳定的固溶体。 β 钛合金中的β 稳定元!素含量高,β 相的稳定程度高,介稳β” 相的分解比较 缓慢, 所需时效时?间较长。 时效前的冷加工和低温预时效都可:以大大加速亚稳定 β 相的分解速度,使时效。时间变短。 可热处理强化的β 钛合“金的时效温度?较低,约为 450~550℃,时间较长, 8~24h。冷却方?式均采、用空”冷。对 !TB2 钛合金,时效温度选 450~550℃,时效时 间选择 8~24[:11]”

  通过本。综述, 不仅!对钛合金“的基础知”识有了:一定了解,也对其热处理工。艺有 了简!单的。认识, 同时也;锻炼了文。献查阅能力以及论文撰写能!力。为之后的实习及 学习打下了基础。

  [1] 刘东升,高强韧钛合金热处理工艺及其相变行为研究,申请清华大学:工程硕 士专业学位论文,2005,4. [2]? 莫畏,王群骄,等.钛的金属“学和热、处理.北京.冶金。工业出版;社.2009 ?[:3] :赵永庆,洪权,葛鹏.钛及、钛合金金;相、图谱.长沙.中南、大学出,版社.2011,6

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