在600 C 左右進(jìn)行熱處理并迅速淬火來增加TiAl3 合金的強(qiáng)度，強(qiáng)化的主要機(jī)制是時(shí)效増強(qiáng)。時(shí)效增強(qiáng)的特點(diǎn)是淬火溫度越高，増強(qiáng)的效果就越好，但由于此合金的復(fù)合材料包含碳纖維，當(dāng)溫度超過某個(gè)臨界溫度（約700C)時(shí)，就會(huì)在介面形成金屬碳化物，這使得碳纖維的增強(qiáng)效果大大減弱，所以最佳的淬火溫度應(yīng)在600 C 左右，且淬火的時(shí)間不宜太長(zhǎng)或太短。太短組分不夠均勻，空穴濃度不夠高，硬化微區(qū)的濃度不夠高。太長(zhǎng)也會(huì)在介面形成金屬碳化物，所以最佳的淬火時(shí)間應(yīng)該是2小時(shí)左右。

鈦合金鍛件熱處理中的淬火、時(shí)效工藝介紹如下：

1、淬火

淬火是時(shí)效處理前的預(yù)備工序，其目的是通過淬火獲得某種不穩(wěn)定組織，這種不穩(wěn)定組織在隨后時(shí)效過程中發(fā)生分解或析出，形成沉淀硬化，以提高合金的強(qiáng)度。

鈦合金淬火應(yīng)分為無相變淬火和相變淬火兩種類型。

無相變淬火過程實(shí)質(zhì)是把金屬在較高溫度下固有的狀態(tài)保持到低溫，并由此形成過飽和固溶體。鈦合金的無相變淬火既可由β區(qū)進(jìn)行(β合金)，也可由(α+β)區(qū)進(jìn)行。

鈦合金的相變淬火或馬氏體淬火同樣可由β區(qū)或(α+β)區(qū)進(jìn)行，主要特點(diǎn)是可使鈦合金發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變并形成α′和α″。

淬火后的室溫組織形態(tài)主要取決淬火加熱溫度和冷卻溫度。(α+β)合金在(α+β)區(qū)上部加熱淬火時(shí)，得到了馬氏體相，而從(α+β)區(qū)下部淬火則得到不穩(wěn)定β相。

對(duì)于β型合金情況稍有不同，為了經(jīng)過淬火處理后獲得單一介穩(wěn)β相組織，以改善合金的工藝塑性，合金的加熱溫度高于臨界點(diǎn)TB。另外，為保證時(shí)效后達(dá)到更高的強(qiáng)度也需采用高溫淬火。再考慮到β型合金合金化程度高，臨界點(diǎn)低(如TB1及TB2合金的TB=750℃，而(α+β)型的TC4合金TB則高達(dá)980～1000℃)，因此，在稍高于臨界點(diǎn)的β區(qū)加熱后并不致于導(dǎo)致嚴(yán)重的脆性。鑒于上述原因，國產(chǎn)β型合金TB1及TB2均在高于TB溫度下淬火處理。

(α+β)型合金淬透性差，如TC4為25mm，TC6為40mm，故只適合小尺寸零件。β型合金TB1及TB2的淬透性較高，可達(dá)150～200mm，一般尺寸的零件在空冷的條件也可獲得單相β組織。

2、時(shí)效

對(duì)于(α+β)型及近β型鈦合金，其平衡條件下的組織為α+β。不同的合金其差異僅在于α和β兩相所占的比例，而這個(gè)比例是隨時(shí)效加熱溫度不同和加熱保溫時(shí)間長(zhǎng)短有所變化。例如經(jīng)熱處理強(qiáng)化的BT3-1合金中β相的含量為19%，經(jīng)過長(zhǎng)時(shí)(15000h以上)加熱后，β相的含量為8%。

淬火形成的介穩(wěn)定相，無論是馬氏體α′，α″或ω相及介穩(wěn)β相，在時(shí)效過程中均發(fā)生分解或析出，最終產(chǎn)物皆為(α+β)相，只不過是轉(zhuǎn)變機(jī)制和程度不同而已。

為了使(α+β)鈦合金在淬火、時(shí)效后具有滿意的綜合性能(在強(qiáng)度與塑性兩方面)，合金在強(qiáng)化處理前，最好具有等軸的或網(wǎng)籃狀的組織。1～6級(jí)原始顯微組織能夠保證得到滿意的性能，7～9級(jí)原始針狀組織，存在初生β相界，強(qiáng)化熱處理后會(huì)降低塑性。所以(α+β)型合金淬火加熱溫度不應(yīng)超過同構(gòu)異素轉(zhuǎn)變點(diǎn)TB。淬火前的加熱時(shí)間因鍛件的截面厚度而異，一般為10～60min。

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