导读
α型钛合金
α+β钛合金
β型钛合金
金属间化合物
铸造钛合金
α型钛合金α型钛合金中又分为全α合金及近α合金;工业纯钛属于α合金，此外一般α合金含有6%左右的Al和少量中性元素，退火后几乎全部是α相，典型合金包括TA1~TA7合金等；近α合金中除含有从和少量中性元素外，还有少量（不超过4%）的α稳定元素，如TA16、TA17合金等。1工业纯钛按照国家标准GB/T.1-的规定，工业纯钛按杂质元素含量分为TA1、TA1ELI、TA1-1、TA2等9个牌号，相变点℃。工业纯钛主要应用于要求高塑性、适当的强度、良好的耐蚀性以及可焊性的场合。它们的冷热加工性能好、可生产各种规格的板材、棒材、型材、带材、管材和箔材。一般在退火状态交货使用。国家标准GB/T-所规定的纯钛板材的力学性能如表1-1所示。TA1、TA2和TA3的显微组如图1-1~图1-5所示。
表1-1纯钛板材力学性能（GB/T-）
图1-1TA1板材℃/1h退火态组织：等轴α+少量晶间β（暗）
图1-2TA3板材℃/1h退火态组织：等轴α+含有针状α的转变β
图1-3TA2大规格棒材℃/1h退火态组织：等轴α
图1-4TA2精锻棒材℃/1h退火态组织：等轴α
图1-5TA3板材℃/1h退火不完全再结晶组织：少量等轴α+拉长条状α
2TA16钛合金TA16合金的名义成分为Ti-2Al-2.5Zr（俄罗斯牌号nT-7M），是前苏联研制的一种近α型钛合金，相变点℃。该合金冷加工工艺及焊接性能良好，在舰船动力系统及航空管路系统广泛应用。表1-2列出了TA16合金丝材退火状态下的力学性能。TA16合金显微组织如图1-6~图1-14所示。
表1-2TA16合金Φ4mm丝材经℃/1h退火后的拉伸性能
图1-6~图1-11为TA16合金经热拉拔加工直径为4mm的丝材，经不同温度退火后的金相组织及不同变形量的加工态组织，图1-12~图1-14为TA16合金板材经过加氢处理后的微观组织。
图1-6TA16合金丝材加工态组织α相被拉长
图1-7TA16合金丝材℃，1h退火α等轴组织及少量晶间β（暗）
图1-8TA16合金丝材℃，1h退火α等轴组织及少量晶间β（暗）
图1-9TA16合金丝材加工变形组织（℃，总应变5%），α相被拉长
图1-10TA16合金丝材加工变形组织（℃，总应变30%），α相被拉长
图1-11TA16合金丝材加工变形组织（℃，总应变30%），
具有动态回复的特性
图1-12TA16合金板材经℃加氢处理，氢含量×10-6，
黑色点状物为TiH，样品经拉伸过程产生脆性裂纹
图1-13TA16合金板材经℃加氢处理，氢含量×10-6，
黑色点状物为TiH，样品经拉伸过程产生脆性裂纹
图1-14TA16合金板材焊缝处经℃加氢处理，氢含量×10-6，
黑色点状物为TiH，样品经拉伸过程产生脆性裂纹
3TA7钛合金合金特性及应用简介：TA7合金的名义成分为Ti5Al2.5Sn，相变点~℃，TA7ELI合金相变点℃。在退火状态下具有中等强度和足够的塑性，焊接性能良好。低间隙元素含量的TA7ELI合金，在超低温(-℃)条件下仍具有良好的韧性和综合性能，是优良的超低温用钛合金，表1-3给出了其室温力学性能，TA7合金常见微观组织如图1-15~图1-18所示。
表1-3TA7合金室温力学性能
图1-15TA7合金两相区加工后的退火组织，白色拉长的组织为初生α相
图1-16TA7合金α相区加工后的退火组织，白色α片具有弯曲变形的特征
图1-17TA7合金β相区（℃/30’空冷）固溶处理，晶间β+全片层β转变组织
图1-18TA7合金α相区℃/30’水淬处理，快冷形成的马氏体
4Ti钛合金Ti合金是美国20世纪50年代研制的钛合金，可在℃条件下长期使用。其名义成分是Ti8Al1Mo1V（中国牌号为TA11）。其相变点℃。该合金适于作为航空发动机压气机叶片材料，TA11合金的力学性能如表1-4所示，TA11合金常见的微观组织如图1-19~图1-30所示。
表1-4TA11合金力学性能
图1-19Ti合金经两相区加工并退火后形成的等轴组织：
等轴α（白色）+少量晶间β（暗色）
图1-20Ti合金在两相区加工并℃退火形成的双态组织：
在转变的β基体（暗色）上含有细针状α，及等轴初生α晶粒（亮）
图1-21Ti合金终锻温度在相变点以上形成的网篮组织：
针状α和β基体所构成的全β转变组织
图1-22Ti合金板材经℃/8h炉冷+℃/20’空冷处理，
α基体上分布着少量晶间β（暗色）
图1-23Ti合金经℃/1h油淬+℃/20’空冷处理所形成的双态组织
图1-24Ti合金经℃/1h油淬+℃/20’空冷处理所形成的双态组织
图1-25Ti合金经℃/1h空冷处理所形成的针状完全β转变组织
图1-26Ti合金棒经两相区精锻加工态组织：拉长的条状α组织
图1-27Ti合金棒经℃/1h空冷+℃/16h空冷处理形成的等轴组织
图1-28Ti合金棒℃/1h空冷+℃/8h空冷：等轴α及少量β转变组织
图1-29Ti合金棒℃/1h空冷+℃/8h空冷：等轴α及少量β转变组织
图1-30Ti合金板材加热至℃，表面白色α层是由于氧渗入而形成氧稳定的α层，其余为全片层β转变组织
5Ti高温钛合金Ti-合金（Ti-Al-Mo-Sn-Zr-Si-Y系，相变点℃）是西北有色金属研究院研制的一种新型近α高温钛合金，该合金是在美国Ti合金的基础上，通过添加少量稀土元素改进而成，具有较好的综合性能，尤其是蠕变性能非常优异，可在~℃下长期使用。Ti合金典型性能见表1-5~表1-8，Ti合金常见微观组织如图1-31~图1-42所示。
表1-5Ti合金室温高温力学性能（Φ18mm棒）
表1-6Ti-合金蠕变性能（Φ18mm棒）
表1-7Ti-合金热稳定性能
表1-8Ti-合金的电子束焊接性能
图1-31Ti合金两相区轧制加工变形组织（横向）：拉长的α+晶间β
图1-32Ti合金等轴组织（两相区固溶）：等轴初生α+片层β转变组织
图1-33Ti合金两相区固溶处理，双态组织：等轴α+片状β转变组织
注：等轴亮块为初生α；次生α与残余β（暗）所组成的条束是β转变组织
图1-34Ti合金β相区固溶空冷：全片层β转变组织
图1-35Ti合金β相区固溶空冷：全片层β转变组织
图1-36Ti合金β相区固溶空冷：全片层β转变组织（晶间β沿原始β晶界分布）
图1-37Ti合金β相区处理（℃/1h油淬）：
全片层β转变组织（晶间β沿原始β晶界分布）
图1-38Ti合金β相区处理（℃/1h水淬）：
全片层β转变组织（由于冷速快，抑制了晶间β的生成）
图1-39Ti合金（℃/1h炉冷）β相区缓慢冷却形成的粗大片层β转变组织
图1-40Ti合金厚板电子束焊缝低倍组织（锥形熔池线清晰可见）
图1-41Ti合金板材电子束焊后组织形貌
（焊后℃/1h空冷+℃/8h）细针状β转变组织
图1-42Ti合金板材电子束焊焊缝过渡区组织：细针状β转变组织
6CT20低温钛合金合金特性及应用简介：CT20合金是西北有色金属研究院自主研发的一种Ti-Al-Mo-Zr系近α型中强钛合金，适于在超低温(20K)环境下使用。该合金可制备成棒材、板材、管材及焊丝，简单退火状态下室温强度大于MPa，伸长率大于20%；20K温度下强度大于MPa，伸长率大于10%，合金具有优异的焊接性能，焊接系数大于0.9。
CT20合金具有优异的加工及冷、热成型性能，可采用常规锻造、挤压、热轧及冷轧加工处理，退火态(℃/1h)管材可进行冷弯成型。表1-9列出了CT20合金的物理性能。图1-43~图1-49为CT20合金常见的微观组织。
表1-9CT20合金的物理性能
图1-43CT20合金β相区加工组织：网篮组织
图1-44CT20合金两相区固溶处理组织：双态组织α等轴初生α+片层β转变组织
注：等轴亮块为初生α；次生α与残余β（暗）所组成的条束是β转变组织
图1-45CT20合金退火态组织：等轴α（亮）+少量β（暗）
图1-46CT20合金焊缝中心区组织：全片层β转变组织
图1-47CT20合金焊缝边沿区组织：全片层β转变组织
图1-48CT20合金焊缝过渡区：焊缝片层组织向基体等轴组织过渡
图1-49CT20合金不完全再结晶组织：拉长的α（亮）及β（暗）
7Ti合金Ti合金名义成分为Ti2.5Cu，是英国研制的一种近α钛合金(中国牌号TA13)。合金相变点℃。其特点是具有较好的冷、热加工工艺性能，该合金用于英国“斯贝”航空发动机上，我国20世纪70年代引进该型号，并仿制了Ti合金。表1-10给出了TA13合金板材力学性能，Ti常见微观组织如图1-50~图1-61所示。
表1-10GB/T-规定的TA13合金板材性能
图1-50Ti合金1.2mm冷轧板（变形量42.5%）退火态℃/30’空冷
显微组织：等轴α相内部分布着Ti2Cu粒子；浸蚀剂HF：HNO3：甘油=1：5：6
图1-51Ti合金热轧板材退火态℃/30’空冷；
显微组织：等轴α相内部分布着Ti2Cu粒子；浸蚀剂HF：HNO3：甘油=1：5：6
图1-52Ti合金Φ90mm精锻棒退火态℃/1h空冷
显微组织：等轴α相内部分布着Ti2Cu粒子；浸蚀剂乳酸：硝酸：氢氟酸=1：5：6
图1-53Ti合金Φ23mm挤压棒，退火态℃/1h空冷；
显微组织：等轴α相内部分布着Ti2Cu粒子；浸蚀剂HF：HNO3：甘油=1：5：6
图1-54Ti合金Φ20mm轧棒时效态℃/1h空冷+℃/24h，空冷+℃/8h空冷
显微组织：等轴α相内部分布着Ti2Cu粒子；浸蚀剂HF：HNO3：甘油=1：5：6
图1-55Ti合金1.2mm冷轧板℃/30’空冷+℃/24h，空冷+℃/8h空冷；
显微组织：等轴α相内部分布着Ti2Cu粒子；浸蚀剂以乳酸为主
图1-56Ti合金1.2mm冷轧板退火态℃/30min空冷；
显微组织：等轴α相内部分布着Ti2Cu粒子；浸蚀剂以乳酸为主
图1-57Ti合金Φ90mm精锻棒退火态℃/1h空冷
显微组织：等轴α相内部分布着Ti2Cu粒子；浸蚀剂以乳酸为主
图1-58Ti合金℃退火态板材℃/30min空冷；透射电镜像
显微组织：α晶界上的(α+Ti2Cu)共析区及晶界上的析出物
图1-59Ti合金℃退火态板材℃/30min空冷；透射电镜像
显微组织：晶界上的(α+Ti2Cu)共析区及晶界上的析出物
图1-60Ti合金退火态板材拉伸变形至σ0.2处，透射电镜像
显微组织：位错与Ti2Cu粒子（黑色）
图1-61合金板材时效态℃/30min空冷+℃/24h空冷+℃/8h空冷
显微组织：时效析出物，透射电镜像
8Ti75合金Ti57合金由西北有色金属研究院研制（国标牌号TA24），名义成分Ti3Al2Mo2Zr，属近α钛合金，合金相变点~℃。该合金具有中等强度及良好的冷、热加工工艺性能，可焊性优良。可制成板、棒、管、饼、环、丝等各种形式的半成品。Ti75合金在舰船、石油、化工、机械、生物工程等领域具有广泛的应用前景。与TA5钛合金相比，在保证良好的综合性能前提下，强度高出50MPa，冲击韧度和断裂韧度是TA5的1.4倍和1.2倍，K1c为TA5的2倍，并且具有比TA5合金优异的冷、热加工性、低的杂质敏感性，在60℃海水中腐蚀速率不超过0.mm/a，无局部腐蚀和缝隙腐蚀。表1-11给出了Ti75典型的力学性能，Ti75常见的微观组织如图1-62~图1-66。
表1-11Ti75合金板、棒、管材的室温力学性能（退火状态）
图1-62Ti75合金℃轧制板材，加工态变形组织；弯曲的α片（亮）及β（暗）
图1-63Ti75合金℃轧制板材，经℃/1h空冷退火，发生了部分再结晶，
形成等轴球化的初生α（亮），其余仍是条状加工态组织
图1-64Ti75合金℃轧制板材，经℃/1h空冷退火，
完全再结晶组织：等轴初生α（亮）及β转变组织（暗）
图1-65Ti75合金℃轧制板材，经℃/1h空冷退火，形成双态组织：
与℃/1h空冷退火相比等轴初生α（亮）粗化，且比例减少，β转变组织（暗）比例增加
图1-66Ti75合金℃轧制板材，经℃/1h
空冷处理（超过相变点）：全片层β转变组织
9BT20合金BT20合金是前苏联研制的钛合金（中国牌号TA15）。名义成分为Ti6Al2Zr1Mo1V，是一种近α钛合金，合金相变点~℃。其性能与Ti6Al4V合金相当，可制成板、棒、饼、环等半成品，多用于航空构件。表1-12给出了BT20合金典型的力学性能，BT20合金常见的微观组织如图1-67~图1-77所示。
表1-12Φmm规格BT20锻棒室、高温力学性能
图1-67BT20合金Φmm规格棒材，两相区加工后退火组织（纵向）：
初生α（亮）+β转变组织（暗）
图1-68BT20合金Φmm规格棒材，两相区加工后退火组织（横向）：
初生α（亮）+β转变组织（暗）
图1-69BT20合金原始铸态组织：平直原始β晶界及片层β转变组织
图1-70BT20铸态经热压缩，变形条件(℃，ε=0.05/s，ε=47%)
加工流线（暗）及被切变所破碎的片层组织（右下角处）
图1-71BT20铸态经热压缩，变形条件(℃，ε=50/s)，
高速变形所产生的晶间开裂
图1-72BT20铸态经热压缩，变形条件(℃，ε=0.05/s)，并经℃/1h退火
片层状β转变组织经变形后弯曲，部分区域产生了再结晶
图1-73BT20铸态经热压缩，变形条件(℃，ε=0.05/s，ε=88.3%)，
并经℃/1h退火初生α（亮）+β转变组织（暗）
图1-74BT20铸态经热压缩，变形条件(℃，ε=0./s，ε=80%)，
并经℃/1h退火初生α（亮）+β转变组织（暗）
图1-75BT20铸态经热压缩，变形条件(℃，ε=50/s，ε=80%)，
铸态片层组织经变形弯曲后的形貌
图1-76BT20铸态经热压缩，变形条件(℃，ε=50/s，ε=80%)，
高温变形并快冷后形成的针状组织
图1-77BT20铸态经热压缩，变形条件(℃，ε=50/s，ε=80%)，
高温变形并快冷后形成的针状组织
10TP颗粒增强钛合金TP是一种TiC颗粒增强钛基复合材料，钛合金基体相变点℃。该合金由西北有色金属研究院开发研制，其特点是TiC颗粒界面稳定、易加工、低成本、具有耐热、耐蚀、耐磨等良好的性能，可在℃条件下长期使用。其典型性能如表1-13所示，常见微观组织如图1-78~图1-83所示。
表1-13TP颗粒增强复合材料性能及与基材的对比
图1-78TP合金等轴组织（℃/1h空冷+℃/2h空冷）：
α基体上分布着少量晶间β（暗）
图1-79TP合金等轴组织（℃/1h空冷+℃/2h空冷）：
等轴α+TiC粒子（浅灰色）+晶间β
图1-80TP合金等轴组织（℃/1h空冷）：
初生α（亮）+片层β转变组织（暗）
图1-81TP合金双态组织（℃/1h空冷+℃/2h空冷）：
初生α（亮）+TiC粒子（浅灰色）+片层β转变组织（暗）
图1-82TP合金网篮组织（加工温度高于相变点）：
TiC粒子（亮）+片层β转变组织
图1-83TP合金双态组织扫描电镜照片，等轴初生α（暗），
TiC颗粒（边沿亮中心暗），片层β转变组织（亮条与暗条相间）
11Ti3Al2.5V合金Ti3Al2.5V合金属近α钛合金（中国牌号TA18）。该合金由美国研制，是一种介于纯钛和Ti6Al4V合金之间的中等强度钛合金。其特点是冷加工性大大优于Ti6Al4V合金，适于冷轧加工成管材、薄板、等产品。其相变点为℃。合金力学性能如表1-14所示，显微组织如图1-84~图1-89所示。
表1-14Ti3Al2.5V合金管材力学性能（℃/1h空冷）
图1-84Ti3Al2.5V合金经℃/30min水淬处理，
完全β转变组织，晶内有粗大α片（亮）
图1-85Ti3Al2.5V合金经℃/30min水淬处理，
等轴初生α（亮）+片层β转变组织（暗）
图1-86Ti3Al2.5V合金经℃/30min水淬处理，
等轴初生α（亮）+片层β转变组织（暗）
图1-87Ti3Al2.5V合金经℃/30min水淬处理，
不完全再结晶组织，等轴α+晶间β
图1-88Ti3Al2.5V合金冷轧管材经℃/60min
真空退火处理（纵向），拉长α+晶间β
图1-89Ti3Al2.5V合金冷轧管材经℃/60min真空退火处理（纵向），
等轴α+晶间β+退火孪晶
α+β钛合金α+β型钛合金含有一定量的Al（6%以下）和不同量的β稳定元素及中性元素，退火后有不同比例的α相及β相。这类合金可焊性较好，一般冷成形及冷加工能力差。典型合金包括TC4、TC11、TC21等。1TC4钛合金TC4合金(Ti6A14V)是国内外使用最广泛钛合金牌号，具有良好的综合性能，相变点~℃，可加工制备成板材、棒材、环材、丝材及锻件等品种。其力学性能与物理性能分别列于表2-1和表2-2，常见微观组织见图2-1~图2-8。
表2-1TC4合金力学性能(GB/T-)
表2-2TC4合金物理性能
图2-1TC4钛合金℃退火等轴组织：白色等轴α+灰色晶间β
图2-2TC4合金双态组织：等轴初生α+片层β转变组织
图2-3TC4合金β相区锻造组织：原始β晶界被破碎形成网篮组织
图2-4TC4合金相变点以上固溶处理：晶间α+全片层β转变组织
图2-5TC4合金β区炉冷退火所形成的粗片层β转变组织
图2-6TC4合金β区加热后空冷：细片层β转变组织
图2-7TC4合金中的硬α缺陷(TiN)
图2-8TC4合金中的高密度缺陷（WC）
2TC21高强高韧钛合金TC21合金是一种高强高韧钛合金，由西北有色金属研究院研制，于年列入国家标准(GB/T.1-)，其名义成分为Ti6Al2Mo1.5Cr2Zr2Sn2Nb，相变点为℃左右。该合金与美国Ti-s合金性能相当，适用于大型航空构件。其典型性能如表2-3所示。图2-9~图2-14为TC21合金常见的微观组织。
表2-3TC21合金大规格棒材力学性能
图2-9TC21合金两相区锻造加工态组织：经破碎的片层组织
图2-10TC21合金两相区退火双态组织：白色初生α+灰色β转变组织
图2-11TC21合金双态组织：白色初生α+灰色β转变组织
图2-12TC21合金双态组织：白色等轴初生α+灰色β转变组织
图2-13TC21合金经β区不充分变形加工形成的未破碎片层组织
图2-14TC21合金退火炉冷组织：白色等轴α组织+晶间β
3TC11高温钛合金TC11合金是俄罗斯BT9合金的中国牌号。其名义成分为Ti6.5Al3.5Mo1.5Zr0.3Si，是一种α+β两相钛合金，合金相变点~℃。其特点是具有较好的高温力学性能和热稳定性，可在℃下长期使用。该合金主要以棒材和饼材供货，适于作为航空发动机压气机盘和叶片材料。TC11合金典型力学性能如表2-4所示，常见的微观组织如图2-15~图2-16所示。
表2-4TC11合金饼材力学性能（状态为℃/1h，AC+℃/6h，AC）
图2-15TC11合金两相区锻造组织：等轴及条状α+片状β转变组织
图2-16TC11合金双态组织（℃/1h空冷+℃/6h空冷）：
等轴α+片状β转变组织
4BT22高强钛合金BT22合金是俄罗斯研制的高强钛合金（中国牌号TC18合金）。其名义成分为Ti5Al5Mo5V1Cr1Fe是一种α+β两相钛合金，合金相变点~℃。其特点是强度高，并具有较高的淬透性，适于作为大型厚截面航空构件。表2-5为BT22合金典型力学性能，其常见的微观组织如图2-17~图2-19所示。
表2-5TC18合金棒材力学性能
图2-17TC18合金两相区锻造组织：等轴及条状α（亮）+片状β转变组织（暗）
图2-18TC18合金双重退火组织：初生α（亮）+β转变组织（暗）
图2-19TC18合金固溶+时效组织：初生α（亮）+β转变组织及次生β（暗）
5BT16钛合金BT16合金是前苏联研制的一种钛合金(中国牌号TC16)。其名义成分为Ti3Al5Mo4.5V，是一种α+β两相钛合金，合金相变点~℃。其特点是具有较好的冷、热加工工艺性能，可采用冷、热镦制方法制造紧固件，产品形式以棒、丝材为主。表2-6给出了BT16钛合金力学性能，常见的微观组织如图2-20~图2-31所示。
表3-6俄罗斯OCT1--75标准规定的BT16合金棒材力学性能
图2-20BT16合金两相区轧制棒材经℃/1h空冷退火组织：
初生α（亮）+β转变组织（暗）
图2-21BT16合金两相区轧制棒材经℃/1h空冷退火组织：
初生α（亮）+β转变组织（暗）
图2-22BT16合金两相区轧制棒材经℃/1h空冷退火组织：
初生α（亮）+β转变组织（暗）
图2-23BT16合金轧制棒材经℃/1h水淬：
全片层β转变组织（含有针状马氏体）
图2-24BT16合金轧制棒材经℃/1h空冷：冷却速度慢所形成的粗片层组织
图2-25BT16合金轧制棒材经℃/1h炉冷：冷却速度慢所形成的粗片层组织
图2-26BT16合金经℃/5min空冷+℃/1h炉冷至℃空冷：
初生α（亮）+晶间β及次生α（暗）
图2-27BT16合金经℃/5min空冷+℃/1h炉冷至℃空冷：
初生α（亮）+晶间β及次生α（暗）
图2-28BT16合金经℃加工ε=60%，℃/1h炉冷至℃空冷：
初生α（亮）+晶间β及次生α（暗）
图2-29BT16合金经℃加工ε=60%，℃/1h炉冷至℃空冷：
条状初生α（亮）+晶间β及次生α（暗）
图2-30BT16合金经℃加工ε=60%，℃/1h水淬+℃/10h空冷：
片层β转变组织及次生α
图2-31BT16合金经℃加工ε=60%，℃/1h水淬+℃/10h空冷：
片层β转变组织及次生α
6BT25高温钛合金BT25合金是前苏联研制的一种高温钛合金（中国牌号TC25）。其名义成分为Ti6.5Al2MolZr1Sn1W0.2Si，是一种α+β两相钛合金，合金相变点~℃。其特点是具有较好的高温力学性能和热稳定性，可在℃~℃下长期使用。该合金主要以棒材和饼材供货，适于作为航空发动机压气机盘和叶片材料。表2-7给出了BT25合金典型热处理力学性能，图2-32为该合金典型的微观组织。
表2-7BT25合金Φ35mm棒材力学性能（热处理℃/1h空冷+℃/6h空冷）
图2-32BT25合金双态组织：等轴初生α（亮）+β转变组织（暗）
（热处理制度：℃/1h空冷+℃/6h空冷）
7Ti8LC低成本钛合金Ti8LC(Ti-Al-Fe-Mo)是西北有色金属研究院研制的一种低成本钛合金。通过合金设计、添加低成本合金元素如Fe替代V等昂贵元素，以期降低合金的原料成本。其典型性能如表2-8所示。合金相变点~℃。图2-33~图2-41为Ti8LC合金常见的微观组织。
表2-8Ti8LC合金典型力学性能
图2-33Ti8LC合金双态组织：等轴初生α+片层β转变组织
图2-34Ti8LC合金退火态组织：α等轴组织+少量晶间β
图2-35Ti8LC合金双态组织：等轴初生α+片层β转变组织
图2-36Ti8LC合金α区变形30%的形貌：弯曲片层β转变组织
图2-37Ti8LC合金℃水淬组织：原始β晶界+β转变组织（含针状马氏体）
图2-38Ti8LC合金℃水淬组织：原始β晶界+β转变组织（含针状马氏体）
图2-39Ti8LC合金焊缝低倍外观（手工氩弧焊）
图2-40Ti8LC合金焊缝处组织：快速冷却所形成的针状马氏体
图2-41Ti8LC合金焊接热影响区组织：全片层β转变组织
8SPZ钛合金SPZ合金是西北有色金属研究院开发的超塑成形钛合金，属于Ti-Al-V-Mo-Fe-Zr系，与SP-相似，相变点为~℃。该合金在~℃之间具有超塑性;比Ti-6Al-4V的低℃以上，在~℃、应变速率为1.11×10-3s-1时，合金棒状试样的超塑拉伸伸长率均超过0%；在℃初始应变速率为1.11×10-3s-1时，合金的超塑伸长率可达%；℃应变速率为5.56×10-3s-1时，合金最大超塑性伸长率可达%。SPZ合金典型的微观组织如图2-42~图2-46所示。
图2-42SPZ合金铸态的粗大魏氏组织：全片层β转变组织
图2-43SPZ合金℃退火（扫描电镜）：等轴初生α（黑色）+β转变组织（SEM）
图2-44SPZ合金经℃超塑拉伸变形：初生α（黑色）+β转变组织（SEM）
图2-45SPZ合金经℃超塑拉伸变形：初生α（黑色）+β转变组织（SEM）
图2-46SPZ合金板材加工态（纵向）：拉长的变形组织（SEM）
9Ti17钛合金Ti17合金是美国研制开发的一种“富β”两相钛合金。名义成分为Ti5Al2Sn2Zr4Mo4Cr（中国牌号TC17），相变点℃，其特点是强度高，淬透性好，适用于航空发动机中风扇及压气机的盘件。Ti17合金性能见表2-9所示，显微组织见图2-47~图2-53。
表2-9Ti17合金盘件力学性能（℃/4h空冷+℃/4h油淬+℃/8h空冷）
图2-47Ti17合金全β组织经℃热加工
变形量ε=10%，片层α分布于β基体上
图2-48Ti17合金全β组织经℃热加工
变形量ε=20%，片层α分布于β基体上
图2-49Ti17合金全β组织经℃热加工
变形量ε=40%，片层α分布于β基体上
图2-50Ti17合金全β组织经℃热加工
变形量ε=70%，大部分片层α已球化
图2-51Ti17合金两相区加工后，经℃/4h
空冷固溶处理，等轴初生α分布于β基体上
图2-52Ti17合金经℃/4hAC+℃/8h空冷处理，
等轴初生α（亮）+次生α基体上析出（暗）
图2-53Ti17合金经℃/4h空冷+℃/4h油淬+℃/8h空冷处理，
初生α（亮）+针状β转变组织
β型钛合金β型钛合金中又分为稳定β合金、亚稳定β合金、近β合金。
稳定β合金含有大量β稳定元素，退火后全部为β相。其室温强度较低，冷成形性好，在还原性介质中耐蚀性较好；典型合金有Ti40。
亚稳定β合金含有临界浓度以上的β稳定元素，少量的Al（一般不大于3%）和中性元素，从β相区固溶处理(水淬或空冷)后，几乎全部为亚稳定β相，这类合金冷加工性好，时效强度高。
近β合金含有临界浓度左右的β稳定元素，和一定量的中性元素及铝，从β相区固溶处理后有大量亚稳定β相及其他亚稳定相(α或ω相)，时效后，主要是α相和β相，这类合金适合加工成锻件产品，具有优良的强韧性匹配。
1稳定β钛合金Ti40Ti40合金是90年代中期由西北有色金属院研制的一种Ti-Cr-V系阻燃钛合金，属于稳定β型钛合金，合金相变点约℃。应用于高性能航空发动机机匣等部位。Ti40合金典型力学性能如表3-1表3-2所示。图3-1~图3-9为Ti40合金常见的微观组织。
表3-1Ti40合金室温力学性能
表3-2Ti40合金高温蠕变性能
图3-1Ti40合金热加工态组织：弯曲状β晶界
图3-2Ti40合金℃退火组织：弯曲状β晶界+少量加工流线
图3-3Ti40合金℃退火组织：等轴β组织
图3-4Ti40合金℃退火组织：等轴β组织（β晶界平直化）
图3-5Ti40合金固溶组织：等轴β组织
图3-6Ti40合金℃/MPa/h蠕变后组织：等轴β组织
图3-7Ti40合金℃/MPa/h蠕变后组织：等轴β组织及变形引起的孪晶
图3-8Ti40合金蠕变后形成的位错形貌(TEM)
图3-9Ti40合金蠕变后形成的位错形貌(TEM)
2亚稳定β钛合金典型合金有TB2、TB3、Ti-15-3(TBS)、Ti26等。
2.1TB3合金TB3合金名义成分Ti3.5Al10Mo8V1Fe，是一种亚稳定β型钛合金，相变点~℃，该合金由西北有色金属研究院于20世纪80年代研制（原称Ti22合金），具有良好的冷加工性能（冷变形率大于90%），可加工制备成板、棒、管、丝、箔等多种类型半成品。其丝材的典型性能如表3-3所示。
表3-3TB3合金Φ3mm丝材的典型性能
TB3合金的棒、丝材适合于制备各种紧固件，已应用于Y-7、JH-7等型号。图3-10~图3-16为TB3合金不同状态对应的微观组织。
图3-10TB3合金板材℃/30min空冷处理：等轴β晶粒
图3-11TB3合金板材℃/30min空冷+℃/15min空冷：
β基体内部开始有次生α相（黑斑点）析出
图3-12TB3合金板材℃/30min空冷+℃/min空冷：
随时效时间增加，β晶粒内次生α相（黑斑点）析出增多
图3-13TB3合金板材℃/30min空冷+℃/8h空冷：
β晶粒内部次生α相充分析出
图3-14TB3合金板材℃/30min空冷+℃/8h空冷：
β晶粒内部次生α相充分析出
图3-15TB3合金板材℃/30min空冷+℃/16h空冷：
β晶粒内部次生α相充分析出
图3-16TB3合金板材加工态：拉长的β晶粒
2.2Ti-15-3合金Ti-15-3合金名义成分Ti15V3Al3Cr3Sn（国标牌号TB5），是一种亚稳定β型钛合金，相变点~℃，该合金是美国20世纪70年代研制，具有良好的冷加工性能（冷变形率大于90%），可加工制备成板、棒、管、丝、箔等多种类型半成品。其板材及管材的典型力学性能如表3-4所示。Ti-15-3合金常见的微观组织如图3-17~图4-29所示。
表3-4Ti-15-3合金板材及管材的典型性能
图3-17Ti-15-3合金板材℃/20min空冷：等轴β晶粒
图3-18Ti-15-3合金板材℃/20min炉冷：
由于缓慢炉冷使β晶粒内部及晶界开始有次生α相（黑斑点）析出
图3-19Ti-15-3合金板材℃/1h水淬：等轴β晶粒
图3-20Ti-15-3合金板材冷变形6%：
塑性变形使等轴β晶粒内产生孪晶（平直条纹）
图3-21Ti-15-3合金板材冷变形40%：
形变使等轴β晶粒内产生孪晶（平直条纹）
图3-22Ti-15-3合金板材℃/20min空冷+℃/8h空冷：
β晶粒内部次生α相充分析出
图3-23Ti-15-3合金板材℃/20min空冷+℃/8h空冷：
β晶粒内部次生α相充分析出
图3-24Ti-15-3合金板材℃/20min空冷+℃/8h空冷：
β晶粒内部次生α相充分析出
图3-25Ti-15-3合金板材电子束焊接焊缝：粗大β晶粒
图3-26Ti-15-3合金管材冷轧加工后℃/8h直接时效：
在拉长的β晶粒基体上有次生α相析出
图3-27Ti-15-3合金管材冷轧加工后℃/8h直接时效：
在拉长的β晶粒基体上有次生α相析出
图3-28Ti-15-3合金板材抗弹试验弹坑处（靶试前板材经℃/30min空冷处理）：
高速冲击变形使β晶粒内形成的大量孪晶
2.3Ti26合金Ti26合金是一种亚稳定β型钛合金(Ti-V-Cr-Al-Sn-Zr-Nb-Ta系)，由西北有色金属研究院于20世纪90年代在美国Ti-15-3合金基础上改进而成，相变点~℃，具有良好的冷加工性能（冷变形率大于90%墩制比≥4），可加工制备成板、棒、管、丝、箔等多种类型半成品。其小规格棒材的典型力学性能如表3-5所示。
表3-5Ti26合金小规格棒材的典型力学性能
Ti26合金的棒、丝材适合于制备各种紧固件。表3-6列出了采用Ti26合金制备的几种螺栓的拉伸及剪切性能。
表3-6采用Ti26合金制备的几种螺栓的拉伸性能及剪切性能
经测试MJ5螺栓的疲劳性能在最大载荷Pmax=0.4σb条件下，单件最小寿命Nmin≥00次，平均寿命N平均≥00次。图3-29~图3-38为Ti26合金常见的微观组织。
图3-29Ti26合金冷加工态组织：纤维状变形组织
图3-30Ti26合金热加工态组织：等轴β晶粒（β晶界呈弯曲状）
图3-31Ti26合金热挤压态组织：纤维状变形组织
图3-32Ti26合金板（℃/30min空冷）：等轴β晶粒
图3-33Ti26合金棒材（℃/30min空冷）：等轴β晶粒
图3-34Ti26合金棒材（℃/30min空冷+℃/8h空冷）：
次生α相在β基体上充分析出
图3-35Ti26合金固溶+时效组织（扫描电镜）：针状次生α相在β基体上析出
图3-36Ti26合金镦制螺栓的加工流线
图3-37Ti26合金螺栓螺纹的加工流线
图3-38Ti26合金螺栓处的加工流线
3近β钛合金典型合金有Ti(TB6)、Ti、Ti等合金。
3.1Ti合金Ti合金（名义成分:Ti10V2Fe3Al）是美国上世纪70年代研制的一种近β型钛合金（中国国标牌号TB6），相变点~℃，特点是强度高、淬透性好，主要应用于航空锻件制品。但是由于其成分中含有2%的Fe，因此在熔炼、加工过程中易产生偏析，形成β斑缺陷。表3-7为Ti合金Φmm棒材对应的性能，图3-39~图3-44为Ti合金常见微观组织。
表3-7Ti合金棒材室温力学性能
注：从棒材1/2R处切取试样进行℃/2h水淬+℃/8h空冷处理
图3-39Ti合金β相区固溶+时效处理：
针状次生α（亮条）在β基体上析出
图3-40Ti合金℃/2h水淬+℃/8h空冷：
初生α（亮）及在β基体上析出次生α（暗）
图3-41Ti合金大规格棒材(Φmm)低倍组织
图3-42Ti合金两相区锻造(℃，ε=80%)：β基体+初生α
图3-43Ti合金β相区锻造(℃，ε=40%)：
β基体上分布着弯曲β晶界与针状次生α
图3-44Ti合金β斑缺陷形貌：经时效处理后，具有均匀析出的正常组织（照片下沿处），内部无析出或很少析出的白色及灰色块是β斑缺陷
3.2Ti合金Ti合金是西北有色院近年来开发的高强高韧近β型钛合金(Ti-Al-Mo-V-Cr系，相变点℃)，其特点是：淬透性好、强化效应高、强韧性匹配良好，综合性能优于Ti钛合金。其大规格棒材满足波音公司BMS7-H标准对Ti合金性能的要求，适合应用于航空结构件；小规格棒丝材适合应用于紧固件及弹簧。典型力学性能如表3-8、表3-9所示。Ti合金常见组织如图3-45~图3-50所示。
表3-8Ti合金小规格棒材典型力学性能
表3-9Ti合金大规格棒材典型力学性能
图3-45Ti合金锻造加工态：变形β组织
图3-46Ti合金β相区固溶处理：等轴β晶粒
图3-47Ti合金β相区固溶+时效处理：针状次生α相在β基体上析出
图3-48Ti合金两相区固溶+时效组织(SEM)：
等轴初生α及针状次生α在β基体上析出
图3-49Ti合金β相区固溶+时效组织：针状次生α（亮条）在β基体上析出
图3-50Ti合金两相区固溶时效(SEM)：针状次生α及条状α在β基体上析出
金属间化合物1Ti3AlTi3Al(α2相)是一种金属间化合物，具有六方晶格。与常规钛合金相比具有更高的使用温度，但是室温塑性较低。Ti3Al合金力学性能见表4-1，显微组织如图4-1~图4-3所示。
表4-1Ti3Al合金力学性能
图4-1Ti3Al合金℃/1h空冷+℃/4h空冷
图4-2Ti3Al合金℃/1.5h空冷
α2相（初生+次生）（白）+残余β相（暗）
图4-3Ti3Al合金1℃/1h炉冷
α2片（白）+晶界残余β相（暗）
2TiAlTiAl（γ相）是一种金属间化合物，具有四方结构。与常规钛合金相比具有更高的使用温度，但是其热加工工艺性差、室温塑性很低。
Ti47Al5(Cr+V+Mo+Nb)合金Ta=℃，其力学性能如表4-2所示，显微组织如图4-4~图4-11所示。
表4-2Ti47Al5(Cr+V+Mo+Nb)合金力学性能
图4-4Ti47Al5(Cr+V+Mo+Nb)合金的铸态片层组织α2+γ
图4-5Ti47Al5(Cr+V+Mo+Nb)合金变形的片层组织α2+γ
图4-6Ti47Al5(Cr+V+Mo+Nb)合金变形后形成的等轴组织α2（白）+γ（灰）
图4-7Ti47Al5(Cr+V+Mo+Nb)合金℃/1h空冷，α2（白）+γ（灰）
图4-8Ti47Al5(Cr+V+Mo+Nb)合金1℃/1h水淬α有序转变为α2（白）
图4-9Ti47Al5(Cr+V+Mo+Nb)合金℃/2h空冷，
等轴α2（白）及γ（灰）+片层γ与α2
图4-10Ti47Al5(Cr+V+Mo+Nb)合金℃/2h空冷+℃/4h空冷，
等轴α2（白）及γ（灰）+片层γ与α2
图4-11Ti47Al5(Cr+V+Mo+Nb)合金1℃/1h炉冷，片层γ与α2
3TiNi合金TiNi合金具有超弹性及形状记忆等特殊性能，因而在航空航天、原子能、海洋工程、仪器仪表和医疗器械等领域有广泛的应用前景。
图4-12Ti44Ni47Nb9铸态组织初生树枝晶（亮）+共晶体（灰）
图4-13Ti44Ni47Ta9铸态组织初生α(TiNi)树枝晶
（包含大量细弥散粒子NiTa2）（亮）+共晶体（灰）
图4-14Ti44Ni47Nb9Al1铸态组织初生树枝晶（亮）+共晶体（灰）
图4-15Ti44Ni47Nb9合金轧制加工态，为拉长的条状组织
图4-16Ni47Ti44Ta9合金轧制加工态，为拉长的条状组织
图4-17Ni47Ti44Nb9Al1合金轧制加工态，为拉长的条状组织
铸造钛合金1Ti75合金Ti75合金具有良好的铸造性能，经常用于泵、阀壳体的铸造。
Ti75合金力学性能见表5-1，显微组织如图5-1~图5-2所示。
表5-1Ti75合金铸造管坯力学性能
图5-1Ti75合金管坯铸件组织，粗大原始β晶粒，基体为片状β转变组织
图5-2Ti75合金管坯铸件经40%旋压变形，片状β转变组织呈弯曲状
2Ti合金Ti高温钛合金也具有良好的铸造性能，经热等静压后可获得优异的室温、高温力学性能。
Ti合金力学性能见表5-2，显微组织如图5-3~5-6所示。
表5-2Ti高温钛合金铸态及经热等静压处理后的室温、高温性能
图5-3Ti合金小型铸件组织，原始β晶界呈弯曲状，基体为片状β转变组织
图5-4Ti合金小型铸件组织，原始β晶界呈弯曲状，基体为片状β转变组织
图5-5Ti合金铸件经℃/MPa/2h热等静压处理后组织，为全片层β转变组织
图5-6Ti合金铸件经℃/MPa/2h热等静压处理后，部分区域的α片被球化
补充：
α+β钛合金
TC20
图1℃/1h退火，空冷
腐蚀介质HF+HNO3+水(1:6:)
图2退火
出自《钛及钛合金金相图谱》
作者：赵永庆洪权葛鹏
来源：材易通
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