鈦合金分類

一般將鈦合金劃分為α型、α+β型、β型鈦合金。根據鈦合金從β相區淬火后的相組成與β穩定元素含量關系的示意圖，如圖1所示。鈦合金劃分為以下六種類型，各類鈦合金的主要特征如圖2所示。

α型鈦合金：包括工業純鐵和只含α穩定元素的合金；

近α型鈦合金：β穩定元素含量小于C1的合金；

馬氏體α+β型鈦合金：β穩定元素含量從C1到Ck的合金，這類合金可以簡稱為α+β型鈦合金；

近亞穩定β型鈦合金：β穩定元素含量從Ck到C3的合金，這類合金可以簡稱為近β型鈦合金；

亞穩定β型鈦合金：β穩定元素含量從C3到Cβ的合金，這類合金可以簡稱為β型鈦合金；

穩定β型鈦合金：β穩定元素含量超過Cβ的合金，這類合金可以簡稱為全β型鈦合金。

圖1 鈦合金從β相區淬火后的相組成與β穩定元素含量關系示意圖

圖2 各類鈦合金的主要特征

圖3所示為整個相圖中總體上各合金的抗拉強度分布水平（退火狀態和固溶時效狀態）和顯微組織的變化規律。在Ckp附近的合金具有最細、最均勻的顯微組織和最高的強度等級。成分和顯微組織對鈦合金的性能起著決定性的作用。對鈦合金的成分-組織-性能的研究中已經逐步從定性分析轉變為定量研究。

圖3 鈦合金β穩定元素含量與組織、性能的關系

Ⅰ-退火狀態；Ⅱ-固溶時效狀態

鈦的合金元素

純鈦的塑性高，但強度很低，限制了其在工業生產中的應用。為了滿足實際生產中高強度、耐腐蝕性等要求，人們向純鈦中添加一些合金元素形成鐵合金。根據合金元素和雜質對鈦的β轉變溫度的作用性質進行分類，可分為α穩定元素、β穩定元素和中性元素，形成的四種類型的相圖示意圖，如圖4所示。

圖4 合金元素對鈦合金相圖的影響示意圖

  α穩定元素

提高β轉變溫度，擴大α相區，增大α相穩定性的元素稱為α穩定元素［見圖4（a）］。α穩定元素主要包括：合金元素鋁、鎵、鍺、硼和雜質元素氧、氮、碳等。鋁是工業中最常用的α穩定元素，通過置換固溶強化，加入適量的鋁元素可以提高室溫和高溫強度以及熱強性。因此，國內外各種類型的鈦合金中幾乎都添加了適量的鋁。但是，鋁含量超過7wt.％后，易形成脆性的Ti3Al相，在合金設計中要避免。鎵和鍺元素在實際生產中很少采用。硼元素被稱為金屬材料的維生素，在鈦合金中添加少量的硼可以細化晶粒，改善合金的性能。雜質元素氧、氮能大幅度提高鈦的強度，同時也嚴重降低合金的塑性，因此，在實際生產中要嚴格限制其含量。碳元素對合金的強度及塑性影響較小，生產中比較容易控制。

同晶型β穩定元素

與鈦具有相同的晶格結構和相近的原子半徑，降低β轉變溫度，在β相中無限固溶，擴大β相區，增大β相穩定性的元素稱為同晶型β穩定元素［見圖4（b）］。它包括鉬、釩、鈮、鉭等元素。其中，鉬的強化作用最明顯，可提高室溫和高溫強度，增加淬透性，并提高含鉻和鐵的合金的熱穩定性。鉬和釩的應用最廣泛。鈮的強化作用較弱，但也經常在鈦合金中添加，特別是在Ti-Al系金屬間化合物中添加鈮以提高塑性和韌性。鉭的強化作用最弱，且密度大，因而只有少量合金中添加以提高抗氧化性和抗腐蝕性。

共析型β穩定元素

降低β轉變溫度，擴大β相區，還會引起共析轉變的元素，稱為共析型β穩定元素［見圖4（c）］。這類元素包含的范圍較廣，且共析反應速度相差十分大。其中，鉻、錳、鐵等元素與鈦共析反應溫度較低，轉變速度極慢，在一般熱處理條件下轉變難以進行，故稱為非活性共析型元素；反之，硅、銅、氫、鎳、銀等元素，共析轉變速度極快，淬火也無法抑制其進行，故不能將β相穩定到室溫，稱為活性共析型元素。鐵是最強的β穩定元素之一，但熱穩定性不好，熔煉時易產生偏析，因而應用較少，某些低成本的鈦合金中可以添加鐵元素替代昂貴的釩。鉻是廣泛添加的元素之一，加鉻的合金具有高的強度和好的塑性，并可熱處理強化，但某些條件下會因析出化合物而降低塑性。錳是早期合金設計廣泛使用的元素，可提高強度和塑性，但某些條件下產生共析分解，不穩定。硅是提高熱強性和耐熱性的重要微量元素之一，大多數高溫鈦合金中都會添加，但一般不超過0.5%。氫作為有害元素要嚴格控制，其主要原因是析出氫化物造成氫脆。其他的元素銅、鎳、銀等應用很少。

中性元素

對β轉變溫度的影響不大的元素稱為中性元素，主要有鋯、鉿和錫。鋯和鉿與鈦的性質相似，原子尺寸也十分接近，能在α相和β相中無限固溶。鋯的室溫強化作用弱，但高溫強化作用強，通常用于熱強鈦合金；錫的室溫強化更弱，會發生共析反應，但能提高熱強性。

雜質元素對鈦和鈦合金的影響

鈦中的雜質含量對鈦的力學性能影響很大，雜質含量增多，可以提高其強度而降低塑性。氧、碳、氮是鈦中經常存在的雜質，它們能提高鈦的強度而降低其塑性，其中氮的影響最大，碳最小。

氫對鈦的力學性能的影響主要體現在氫脆上。在鈦中，氫的含量達到一定數值后，將大大提高鈦對缺口的敏感性，從而急劇降低缺口試樣的沖擊韌性等性能。一般認為，鈦中氫的質量分數應低于0.007%~0.008%，而不允許高于0.0125%~0.015%，因為高于這個含量，在組織上將析出氫化物，并出現明顯的氫脆現象。

除氧、碳、氮外，對提高鈦的強度影響較大的元素是硼、鈹和鋁。其他元素對鈦的強度影響不那么強烈，影響程度依次為：鉻、鈷、鈮、錳、鐵、釩和錫。

雜質（N、O、C）含量wt.%	RB	σb/MPa （抗拉強度）	δ/% （斷后伸長率）	ψ/% （斷面收縮率）
碘化法純鈦	53	29.1	42.9	72.7
氮含量 wt.%
0.05	82	40.8	21.4	51
0.134	102	79.5	14.7	-
0.157	104	84.5	-	46
0.236	105	92	15.9	36
氧含量 wt.%
0.04	61	38.5	37.7	72.6
0.10	80	39.4	32.5	71.7
0.25	86	54.2	20.8	46.1
0.46	99	70	19.4	34.6
0.82	104	-		-
碳含量 wt.%
0.03	80	34.4	26.4	48
0.54	91	52.4	19.7	45
0.8	93	48.1	17.2	27.6

稀土元素對鈦合金的影響 

Y（釔）

原始合金	原始合金中各個組分的含量	添加稀土元素的含量	稀土元素的添加方式	稀土元素對其性能的影響
Ti600	Ti-6Al-2.8Sn- 4Zr-0.5Mo-0.4Si	0.1%Y	Al-Y 中間合金	高溫工作溫度可達600℃;室溫抗拉強度1068MPa;屈服強度1050MPa;延伸率11%;
	Ti-6Al-3Sn-3Zr-0.5Mo-0.35Si	0.3%Y	Al-Y 中間合金	細化合金晶粒尺寸；氧化表面均勻、致密、平整，氧化物顆粒細小；0.3%Y 的添加促進了致密的Al2O3保護層的形成，改善了合金的抗氧化性；加入Y后，合金的流動性由于原始合金；硬度值由373.7提高到471.3，壓縮強度由1764MPa增加到2083MPa，提高了319MPa，而屈服強度和壓縮率也有所提高
TC4	Ti-6Al-4V	0.02%；0.1%；0.038%Y2O3(0.03%Y)；0.3%Y；0.075%Y2O3(0.06%Y);0.114%Y2O3(0.09%Y)	金屬Y、Y2O3	加入0.02%Y（0.1%Y）時，合金晶粒平均直徑由0.52mm減小至0.062mm（0.0222mm）；加入Y或Y2O3都可以使合金的晶粒尺寸變小，延伸率增大至近1倍，抗拉強度由855MPa最高增加至896MPa
工業純鈦		0.022%；0.049%；0.059%；0.116%Y	金屬Y(99.9%)	加入稀土元素Y后峰溫向高溫移動,峰高下降。
IMI829	Ti-5.5Al-3.5Sn-3Zr-1Nb-0.3Mo-0.3Si	0.2%Y	Al-Y 中間合金	加入Y后，可細化合金顯微組織和晶粒；在合金中由彌散的沉淀小顆粒物；室溫抗拉強度為996.7MPa，相比加入Y前有所下降；熱處理后具有550℃高溫蠕變性能。
	Ti-14Al-21Nb	0.1%Y	Al-Y 中間合金	加入Y后，可細化合金顯微組織和晶粒；在合金中由彌散的沉淀小顆粒物；熱處理后700℃、800℃的高溫力學性能都很好。
	Ti-23Al-25Nb	0.3%Y	Al-Y 中間合金	細化了合金晶粒尺寸（6-8倍）；加Y后合金氧化表面均勻、致密、平整、氧化物顆粒細小;添加稀土Y后的合金抗氧化性能顯著提高,氧化增重曲線遵循拋物線規律,氧化膜厚度變薄,氧化增重量減少;800℃以上溫度時,稀土Y對合金的抗氧化性能的影響不明顯；850℃氧化截面觀察發現Ti-23Al-25Nb合金氧化膜呈循環逐層氧化規律,加入Y后氧化膜粘附性提高,且厚度減小；
	Ti-45Al-5Nb	0.3%Y	Al-Y 中間合金	細化了合金晶粒尺寸；加Y后合金氧化表面均勻、致密、平整、氧化物顆粒細小;添加Y后，合金由粗大的全層片組織變為細小的等軸晶層片組織，層片間距減小，增加了網絡狀或點狀析出相，并且合金層片晶團尺寸較原始合金明顯減小；
	Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.5Mo	0.3%Y	Al-Y 中間合金	極大改善了Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.5Mo合金的抗氧化性,氧化層粘附性提高；基體/氧化層界面大量出現波浪形,增加了氧化層與基體的接觸面積,也可以提高氧化層的粘附性;
NbTi50		0.1%Y；0.2%Y；0.3%Y	金屬Y	細化晶粒，且隨著Y含量的增加細化效果越好；硬度和強度降低；塑性提高；
	Ti-47Al-2Nb	0.1%Y；0.3%Y；0.5%Y；0.8%Y；1.6%Y	金屬Y	0.1-0.8%Y合金的一次枝晶間距隨Y含量的增加而減小，含1.6%Y合金的一次枝晶間距略有升高。二次枝晶間距隨Y含量的增加而減小。Y先與合金中的O發生反應，當Y的含量達到0.5.%時，Y在吸收合金中O的同時，也開始與Al反應，生成Al-Y化合物。當Y含量在0.1-0.3%時，壓縮應力、壓縮應變和硬度隨Y含量的增加而增加，超過0.3%Y的合金的壓縮應力、壓縮應變隨著Y含量的增加而降低。合金的硬度在0.3-0.8at.%Y時隨Y含量的增加而顯著下降，1.6%Y合金的硬度又得到了上升。
	Ti-47Al-5Nb	0.1%Y；0.3%Y；0.5%Y；0.8%Y；1.6%Y	金屬Y	0.1-0.5%Y合金的一次枝晶間距隨Y含量的增加而減小，含0.8%Y合金的一次枝晶間距略有升高。二次枝晶間距隨Y含量的增加而減小，最后趨于平緩趨勢。少量的Y首先與O發生反應，當Y的含量達到0.3%時，也開始與Al反應生成Al-Y化合物。 該合金的壓縮應力并沒有隨著Y含量的變化有很大的提高。壓縮應變以Y含量為0.3at.%時為分界，當Y含量小于0.3at.%時，壓縮應變隨Y含量的增加而增加；當Y含量大于0.3at.%時，則相反。硬度大致隨Y含量的增加而上升。

Ce（鈰）

原始合金	原始合金中各個組分的含量	添加稀土元素的含量	稀土元素的添加方式	稀土元素對其性能的影響
TC4	Ti-6Al-4V		Ce鹽，陽極氧化	陽極氧化膜完整；氧化膜層厚度由原來的＜1μm增至＞2μm；提高氧化膜抗點蝕能力。
純鈦		0.1%Ce	Ce-Y中間合金	氧化鈰周圍的位錯環為±1/3[1120]型的間隙環。其慣習面為[1120]； 位錯環移動所需臨界切應力為7.8x10-4G。

Nd（釹）

 Gd（釓）

原始合金	原始合金中各個組分的含量	添加稀土元素的含量	稀土元素的添加方式	稀土元素對其性能的影響
Ti633G	Ti-6.5Al-3Sn-3Zr-1Nb-0.3Mo	0.2%Gd	Al-Gd 中間合金	添加0.2Gd可使IMI829合金的平均β晶粒尺寸由500μm減小到100μm,并抑制高溫下β晶粒長大。 蠕變能力提高近1倍;提升了合金抵抗氧化的能力；強度降低，塑性提高；熱穩定性提高；疲勞性能分散性較小；
TC4	Ti-6Al-4V	0.25%-1.0%Gd；	Al-Gd 中間合金	添加0.25~1.0wt%Gd,產生0.5~6μm的稀土沉淀物粒子,隨著Gd含量的增加,沉淀物粒子尺寸增大,數量增多,并且以長條狀分布于晶界處；含Gd量大于0.5wt%的合金是難以鍛造的；
IMI829	Ti-5.5Al-3.5Sn-3Zr-1Nb-0.3Mo-0.3Si	0.1%-1.0%Gd	Al-Gd 中間合金	沉淀物粒子的尺寸和分布的不均勻性隨Gd含量的提高而增加；Gd可細化該合金的組織,能同時提高IMI829合金的室溫及540℃下的拉伸強度和塑性；添加0.2wt%Gd,能獲得最佳的室溫和高溫拉伸性能。高含量的稀土Gd不降低IMI829合金的可鍛性和拉伸塑性；含lwt%Gd的IMI829合金,其室溫延伸率達10.7%,斷面收縮率達23.0%.
	Ti-47Al-2Nb	0.15%；0.3%Gd	金屬Gd	當Gd含量為0.15%時，合金的一次和二次枝晶間距最小。0.3%Gd合金的一次和二次枝晶間距增大。含Gd合金的稀土相形貌均呈顆粒狀，條狀，島嶼狀三種形態。0.15%和0.3%Gd合金中均含有Gd-O和Gd-Al化合物。0.15%Gd合金的壓縮應力、壓縮應變、硬度均得到很大程度的提高。但0.3at.%的Gd均使合金的壓縮應力、壓縮應變和硬度下降。
	Ti-47Al-5Nb	0.15%；0.3%Gd	金屬Gd	當Gd含量為0.15%時，合金的一次和二次枝晶間距最小。0.3%Gd合金的一次和二次枝晶間距增大。含Gd合金的稀土相形貌均呈顆粒狀，條狀，島嶼狀三種形態。0.15%和0.3%Gd合金中均含有Gd-O和Gd-Al化合物。0.15%Gd合金的壓縮應力、壓縮應變、硬度均得到很大程度的提高。但0.3at.%的Gd均使合金的壓縮應力、壓縮應變和硬度下降。

Er（鉺）

原始合金	原始合金中各個組分的含量	添加稀土元素的含量	稀土元素的添加方式	稀土元素對其性能的影響
	Ti-47Al-2Nb	0.2%；0.4%Er	金屬Er	合金的一次和二次枝晶間距均減小，合金的析出相由點狀，棒狀，分布不均勻的形態變為顆粒狀，條狀和島嶼狀。含有Er-O和Er-Al化合物；合金的壓縮應力、壓縮應變和硬度均隨Er含量的增加而降低。
	Ti-47Al-5Nb	0.2%；0.4%Er	金屬Er	合金的一次和二次枝晶間距均減小，合金的析出相由點狀，棒狀，分布不均勻的形態變為顆粒狀，條狀和島嶼狀。合金的析出相較均勻；含有Er-O和Er-Al化合物；0.2at.%Er合金的壓縮應 力、壓縮應變和硬度得到了顯著的提高，0.4at.%Er合金的性能降低，但仍比Ti-47Al-5Nb合金的要高。
	Ti-16Al-27Nb	0.3%；0.6%；1.2%；1.6%； 2.0%	金屬Er	添加微量Er可以細化合金的晶粒，但不改變合金基體的相組成；當Er含量較低時，主要以固溶形式存在于合金中；當Er含量約為0.6%時，合金中將析出富Er相，并彌散分布于基體中，隨著Er含量的增加，富Er相尺寸變大且沿晶界聚集，導致合金性能下降。固溶強化和彌散強化是微量 Er元素改善合金性能的原因，當添加0.6%Er時，合金具有優良的塑性變形能力。