钛合金分类

一般将钛合金划分为α型、α+β型、β型钛合金。根据钛合金从β相区淬火后的相组成与β稳定元素含量关系的示意图，如图1所示。钛合金划分为以下六种类型，各类钛合金的主要特征如图2所示。

α型钛合金：包括工业纯铁和只含α稳定元素的合金；

近α型钛合金：β稳定元素含量小于C1的合金；

马氏体α+β型钛合金：β稳定元素含量从C1到Ck的合金，这类合金可以简称为α+β型钛合金；

近亚稳定β型钛合金：β稳定元素含量从Ck到C3的合金，这类合金可以简称为近β型钛合金；

亚稳定β型钛合金：β稳定元素含量从C3到Cβ的合金，这类合金可以简称为β型钛合金；

稳定β型钛合金：β稳定元素含量超过Cβ的合金，这类合金可以简称为全β型钛合金。

图1 钛合金从β相区淬火后的相组成与β稳定元素含量关系示意图

图2 各类钛合金的主要特征

图3所示为整个相图中总体上各合金的抗拉强度分布水平（退火状态和固溶时效状态）和显微组织的变化规律。在Ckp附近的合金具有最细、最均匀的显微组织和最高的强度等级。成分和显微组织对钛合金的性能起着决定性的作用。对钛合金的成分-组织-性能的研究中已经逐步从定性分析转变为定量研究。

图3 钛合金β稳定元素含量与组织、性能的关系

Ⅰ-退火状态；Ⅱ-固溶时效状态

钛的合金元素

纯钛的塑性高，但强度很低，限制了其在工业生产中的应用。为了满足实际生产中高强度、耐腐蚀性等要求，人们向纯钛中添加一些合金元素形成铁合金。根据合金元素和杂质对钛的β转变温度的作用性质进行分类，可分为α稳定元素、β稳定元素和中性元素，形成的四种类型的相图示意图，如图4所示。

图4 合金元素对钛合金相图的影响示意图

  α稳定元素

提高β转变温度，扩大α相区，增大α相稳定性的元素称为α稳定元素［见图4（a）］。α稳定元素主要包括：合金元素铝、镓、锗、硼和杂质元素氧、氮、碳等。铝是工业中最常用的α稳定元素，通过置换固溶强化，加入适量的铝元素可以提高室温和高温强度以及热强性。因此，国内外各种类型的钛合金中几乎都添加了适量的铝。但是，铝含量超过7wt.％后，易形成脆性的Ti3Al相，在合金设计中要避免。镓和锗元素在实际生产中很少采用。硼元素被称为金属材料的维生素，在钛合金中添加少量的硼可以细化晶粒，改善合金的性能。杂质元素氧、氮能大幅度提高钛的强度，同时也严重降低合金的塑性，因此，在实际生产中要严格限制其含量。碳元素对合金的强度及塑性影响较小，生产中比较容易控制。

同晶型β稳定元素

与钛具有相同的晶格结构和相近的原子半径，降低β转变温度，在β相中无限固溶，扩大β相区，增大β相稳定性的元素称为同晶型β稳定元素［见图4（b）］。它包括钼、钒、铌、钽等元素。其中，钼的强化作用最明显，可提高室温和高温强度，增加淬透性，并提高含铬和铁的合金的热稳定性。钼和钒的应用最广泛。铌的强化作用较弱，但也经常在钛合金中添加，特别是在Ti-Al系金属间化合物中添加铌以提高塑性和韧性。钽的强化作用最弱，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蚀性。

共析型β稳定元素

降低β转变温度，扩大β相区，还会引起共析转变的元素，称为共析型β稳定元素［见图4（c）］。这类元素包含的范围较广，且共析反应速度相差十分大。其中，铬、锰、铁等元素与钛共析反应温度较低，转变速度极慢，在一般热处理条件下转变难以进行，故称为非活性共析型元素；反之，硅、铜、氢、镍、银等元素，共析转变速度极快，淬火也无法抑制其进行，故不能将β相稳定到室温，称为活性共析型元素。铁是最强的β稳定元素之一，但热稳定性不好，熔炼时易产生偏析，因而应用较少，某些低成本的钛合金中可以添加铁元素替代昂贵的钒。铬是广泛添加的元素之一，加铬的合金具有高的强度和好的塑性，并可热处理强化，但某些条件下会因析出化合物而降低塑性。锰是早期合金设计广泛使用的元素，可提高强度和塑性，但某些条件下产生共析分解，不稳定。硅是提高热强性和耐热性的重要微量元素之一，大多数高温钛合金中都会添加，但一般不超过0.5%。氢作为有害元素要严格控制，其主要原因是析出氢化物造成氢脆。其他的元素铜、镍、银等应用很少。

中性元素

对β转变温度的影响不大的元素称为中性元素，主要有锆、铪和锡。锆和铪与钛的性质相似，原子尺寸也十分接近，能在α相和β相中无限固溶。锆的室温强化作用弱，但高温强化作用强，通常用于热强钛合金；锡的室温强化更弱，会发生共析反应，但能提高热强性。

杂质元素对钛和钛合金的影响

钛中的杂质含量对钛的力学性能影响很大，杂质含量增多，可以提高其强度而降低塑性。氧、碳、氮是钛中经常存在的杂质，它们能提高钛的强度而降低其塑性，其中氮的影响最大，碳最小。

氢对钛的力学性能的影响主要体现在氢脆上。在钛中，氢的含量达到一定数值后，将大大提高钛对缺口的敏感性，从而急剧降低缺口试样的冲击韧性等性能。一般认为，钛中氢的质量分数应低于0.007%~0.008%，而不允许高于0.0125%~0.015%，因为高于这个含量，在组织上将析出氢化物，并出现明显的氢脆现象。

除氧、碳、氮外，对提高钛的强度影响较大的元素是硼、铍和铝。其他元素对钛的强度影响不那么强烈，影响程度依次为：铬、钴、铌、锰、铁、钒和锡。

杂质（N、O、C）含量wt.%	RB	σb/MPa （抗拉强度）	δ/% （断后伸长率）	ψ/% （断面收缩率）
碘化法纯钛	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

稀土元素对钛合金的影响 

Y（钇）

原始合金	原始合金中各个组分的含量	添加稀土元素的含量	稀土元素的添加方式	稀土元素对其性能的影响
Ti600	Ti-6Al-2.8Sn- 4Zr-0.5Mo-0.4Si	0.1%Y	Al-Y 中间合金	高温工作温度可达600℃;室温抗拉强度1068MPa;屈服强度1050MPa;延伸率11%;
	Ti-6Al-3Sn-3Zr-0.5Mo-0.35Si	0.3%Y	Al-Y 中间合金	细化合金晶粒尺寸；氧化表面均匀、致密、平整，氧化物颗粒细小；0.3%Y 的添加促进了致密的Al2O3保护层的形成，改善了合金的抗氧化性；加入Y后，合金的流动性由于原始合金；硬度值由373.7提高到471.3，压缩强度由1764MPa增加到2083MPa，提高了319MPa，而屈服强度和压缩率也有所提高
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)	金属Y、Y2O3	加入0.02%Y（0.1%Y）时，合金晶粒平均直径由0.52mm减小至0.062mm（0.0222mm）；加入Y或Y2O3都可以使合金的晶粒尺寸变小，延伸率增大至近1倍，抗拉强度由855MPa最高增加至896MPa
工业纯钛		0.022%；0.049%；0.059%；0.116%Y	金属Y(99.9%)	加入稀土元素Y后峰温向高温移动,峰高下降。
IMI829	Ti-5.5Al-3.5Sn-3Zr-1Nb-0.3Mo-0.3Si	0.2%Y	Al-Y 中间合金	加入Y后，可细化合金显微组织和晶粒；在合金中由弥散的沉淀小颗粒物；室温抗拉强度为996.7MPa，相比加入Y前有所下降；热处理后具有550℃高温蠕变性能。
	Ti-14Al-21Nb	0.1%Y	Al-Y 中间合金	加入Y后，可细化合金显微组织和晶粒；在合金中由弥散的沉淀小颗粒物；热处理后700℃、800℃的高温力学性能都很好。
	Ti-23Al-25Nb	0.3%Y	Al-Y 中间合金	细化了合金晶粒尺寸（6-8倍）；加Y后合金氧化表面均匀、致密、平整、氧化物颗粒细小;添加稀土Y后的合金抗氧化性能显著提高,氧化增重曲线遵循抛物线规律,氧化膜厚度变薄,氧化增重量减少;800℃以上温度时,稀土Y对合金的抗氧化性能的影响不明显；850℃氧化截面观察发现Ti-23Al-25Nb合金氧化膜呈循环逐层氧化规律,加入Y后氧化膜粘附性提高,且厚度减小；
	Ti-45Al-5Nb	0.3%Y	Al-Y 中间合金	细化了合金晶粒尺寸；加Y后合金氧化表面均匀、致密、平整、氧化物颗粒细小;添加Y后，合金由粗大的全层片组织变为细小的等轴晶层片组织，层片间距减小，增加了网络状或点状析出相，并且合金层片晶团尺寸较原始合金明显减小；
	Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.5Mo	0.3%Y	Al-Y 中间合金	极大改善了Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.5Mo合金的抗氧化性,氧化层粘附性提高；基体/氧化层界面大量出现波浪形,增加了氧化层与基体的接触面积,也可以提高氧化层的粘附性;
NbTi50		0.1%Y；0.2%Y；0.3%Y	金属Y	细化晶粒，且随着Y含量的增加细化效果越好；硬度和强度降低；塑性提高；
	Ti-47Al-2Nb	0.1%Y；0.3%Y；0.5%Y；0.8%Y；1.6%Y	金属Y	0.1-0.8%Y合金的一次枝晶间距随Y含量的增加而减小，含1.6%Y合金的一次枝晶间距略有升高。二次枝晶间距随Y含量的增加而减小。Y先与合金中的O发生反应，当Y的含量达到0.5.%时，Y在吸收合金中O的同时，也开始与Al反应，生成Al-Y化合物。当Y含量在0.1-0.3%时，压缩应力、压缩应变和硬度随Y含量的增加而增加，超过0.3%Y的合金的压缩应力、压缩应变随着Y含量的增加而降低。合金的硬度在0.3-0.8at.%Y时随Y含量的增加而显著下降，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	金属Y	0.1-0.5%Y合金的一次枝晶间距随Y含量的增加而减小，含0.8%Y合金的一次枝晶间距略有升高。二次枝晶间距随Y含量的增加而减小，最后趋于平缓趋势。少量的Y首先与O发生反应，当Y的含量达到0.3%时，也开始与Al反应生成Al-Y化合物。 该合金的压缩应力并没有随着Y含量的变化有很大的提高。压缩应变以Y含量为0.3at.%时为分界，当Y含量小于0.3at.%时，压缩应变随Y含量的增加而增加；当Y含量大于0.3at.%时，则相反。硬度大致随Y含量的增加而上升。

Ce（铈）

原始合金	原始合金中各个组分的含量	添加稀土元素的含量	稀土元素的添加方式	稀土元素对其性能的影响
TC4	Ti-6Al-4V		Ce盐，阳极氧化	阳极氧化膜完整；氧化膜层厚度由原来的＜1μm增至＞2μm；提高氧化膜抗点蚀能力。
纯钛		0.1%Ce	Ce-Y中间合金	氧化铈周围的位错环为±1/3[1120]型的间隙环。其惯习面为[1120]； 位错环移动所需临界切应力为7.8x10-4G。

Nd（钕）

 Gd（钆）

原始合金	原始合金中各个组分的含量	添加稀土元素的含量	稀土元素的添加方式	稀土元素对其性能的影响
Ti633G	Ti-6.5Al-3Sn-3Zr-1Nb-0.3Mo	0.2%Gd	Al-Gd 中间合金	添加0.2Gd可使IMI829合金的平均β晶粒尺寸由500μm减小到100μm,并抑制高温下β晶粒长大。 蠕变能力提高近1倍;提升了合金抵抗氧化的能力；强度降低，塑性提高；热稳定性提高；疲劳性能分散性较小；
TC4	Ti-6Al-4V	0.25%-1.0%Gd；	Al-Gd 中间合金	添加0.25~1.0wt%Gd,产生0.5~6μm的稀土沉淀物粒子,随着Gd含量的增加,沉淀物粒子尺寸增大,数量增多,并且以长条状分布于晶界处；含Gd量大于0.5wt%的合金是难以锻造的；
IMI829	Ti-5.5Al-3.5Sn-3Zr-1Nb-0.3Mo-0.3Si	0.1%-1.0%Gd	Al-Gd 中间合金	沉淀物粒子的尺寸和分布的不均匀性随Gd含量的提高而增加；Gd可细化该合金的组织,能同时提高IMI829合金的室温及540℃下的拉伸强度和塑性；添加0.2wt%Gd,能获得最佳的室温和高温拉伸性能。高含量的稀土Gd不降低IMI829合金的可锻性和拉伸塑性；含lwt%Gd的IMI829合金,其室温延伸率达10.7%,断面收缩率达23.0%.
	Ti-47Al-2Nb	0.15%；0.3%Gd	金属Gd	当Gd含量为0.15%时，合金的一次和二次枝晶间距最小。0.3%Gd合金的一次和二次枝晶间距增大。含Gd合金的稀土相形貌均呈颗粒状，条状，岛屿状三种形态。0.15%和0.3%Gd合金中均含有Gd-O和Gd-Al化合物。0.15%Gd合金的压缩应力、压缩应变、硬度均得到很大程度的提高。但0.3at.%的Gd均使合金的压缩应力、压缩应变和硬度下降。
	Ti-47Al-5Nb	0.15%；0.3%Gd	金属Gd	当Gd含量为0.15%时，合金的一次和二次枝晶间距最小。0.3%Gd合金的一次和二次枝晶间距增大。含Gd合金的稀土相形貌均呈颗粒状，条状，岛屿状三种形态。0.15%和0.3%Gd合金中均含有Gd-O和Gd-Al化合物。0.15%Gd合金的压缩应力、压缩应变、硬度均得到很大程度的提高。但0.3at.%的Gd均使合金的压缩应力、压缩应变和硬度下降。

Er（铒）

原始合金	原始合金中各个组分的含量	添加稀土元素的含量	稀土元素的添加方式	稀土元素对其性能的影响
	Ti-47Al-2Nb	0.2%；0.4%Er	金属Er	合金的一次和二次枝晶间距均减小，合金的析出相由点状，棒状，分布不均匀的形态变为颗粒状，条状和岛屿状。含有Er-O和Er-Al化合物；合金的压缩应力、压缩应变和硬度均随Er含量的增加而降低。
	Ti-47Al-5Nb	0.2%；0.4%Er	金属Er	合金的一次和二次枝晶间距均减小，合金的析出相由点状，棒状，分布不均匀的形态变为颗粒状，条状和岛屿状。合金的析出相较均匀；含有Er-O和Er-Al化合物；0.2at.%Er合金的压缩应 力、压缩应变和硬度得到了显著的提高，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%	金属Er	添加微量Er可以细化合金的晶粒，但不改变合金基体的相组成；当Er含量较低时，主要以固溶形式存在于合金中；当Er含量约为0.6%时，合金中将析出富Er相，并弥散分布于基体中，随着Er含量的增加，富Er相尺寸变大且沿晶界聚集，导致合金性能下降。固溶强化和弥散强化是微量 Er元素改善合金性能的原因，当添加0.6%Er时，合金具有优良的塑性变形能力。