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鈦及鈦合金 金相圖譜（2）

β型鈦合金

β型鈦合金中又分為穩定β合金、亞穩定β合金、近β合金。

穩定β合金含有大量β穩定元素，退火后全部為β相。其室溫強度較低，冷成形性好，在還原性介質中耐蝕性較好；典型合金有Ti40。

亞穩定β合金含有臨界濃度以上的β穩定元素，少量的Al（一般不大于3%）和中性元素，從β相區固溶處理(水淬或空冷)后，幾乎全部為亞穩定β相，這類合金冷加工性好，時效強度高。

近β合金含有臨界濃度左右的β穩定元素，和一定量的中性元素及鋁，從β相區固溶處理后有大量亞穩定β相及其他亞穩定相(α或ω相)，時效后，主要是α相和β相，這類合金適合加工成鍛件產品，具有優良的強韌性匹配。

Ti40合金是90年代中期由西北有色金屬院研制的一種Ti-Cr-V系阻燃鈦合金，屬于穩定β型鈦合金，合金相變點約400℃。應用于高性能航空發動機機匣等部位。Ti40合金典型力學性能如表3-1表3-2所示。圖3-1~圖3-9為Ti40合金常見的微觀組織。

表3-1 Ti40合金室溫力學性能

表3-2 Ti40合金高溫蠕變性能

圖3-1 Ti40合金熱加工態組織：彎曲狀β晶界

圖3-2 Ti40合金600℃退火組織：彎曲狀β晶界+少量加工流線

圖3-3 Ti40合金700℃退火組織：等軸β組織

圖3-4 Ti40合金800℃退火組織：等軸β組織（β晶界平直化）

圖3-5 Ti40合金固溶組織：等軸β組織

圖3-6 Ti40合金520℃/250MPa/100h蠕變后組織：等軸β組織

圖3-7 Ti40合金535℃/250MPa/100h蠕變后組織：等軸β組織及變形引起的孿晶

圖3-8 Ti40合金蠕變后形成的位錯形貌(TEM)

圖3-9 Ti40合金蠕變后形成的位錯形貌(TEM)

典型合金有TB2、TB3、Ti-15-3(TBS)、Ti26等。

TB3合金名義成分Ti3.5Al10Mo8V1Fe，是一種亞穩定β型鈦合金，相變點730~750℃，該合金由西北有色金屬研究院于20世紀80年代研制（原稱Ti22合金），具有良好的冷加工性能（冷變形率大于90%），可加工制備成板、棒、管、絲、箔等多種類型半成品。其絲材的典型性能如表3-3所示。

表3-3 TB3合金Φ3mm絲材的典型性能

TB3合金的棒、絲材適合于制備各種緊固件，已應用于Y-7、JH-7等型號。圖3-10~圖3-16為TB3合金不同狀態對應的微觀組織。

圖3-10 TB3合金板材800℃/30min空冷處理：等軸β晶粒

圖3-11 TB3合金板材800℃/30min空冷+700℃/15min空冷：

β基體內部開始有次生α相（黑斑點）析出

圖3-12 TB3合金板材800℃/30min空冷+700℃/120min空冷：

隨時效時間增加，β晶粒內次生α相（黑斑點）析出增多

圖3-13 TB3合金板材800℃/30min空冷+500℃/8h空冷：

β晶粒內部次生α相充分析出

圖3-14 TB3合金板材800℃/30min空冷+500℃/8h空冷：

β晶粒內部次生α相充分析出

圖3-15 TB3合金板材800℃/30min空冷+550℃/16h空冷：

β晶粒內部次生α相充分析出

圖3-16 TB3合金板材加工態：拉長的β晶粒

Ti-15-3合金名義成分Ti15V3Al3Cr3Sn（國標牌號TB5），是一種亞穩定β型鈦合金，相變點740~760℃，該合金是美國20世紀70年代研制，具有良好的冷加工性能（冷變形率大于90%），可加工制備成板、棒、管、絲、箔等多種類型半成品。其板材及管材的典型力學性能如表3-4所示。Ti-15-3合金常見的微觀組織如圖3-17~圖4-29所示。

表3-4 Ti-15-3合金板材及管材的典型性能

圖3-17 Ti-15-3合金板材800℃/20min空冷：等軸β晶粒

圖3-18 Ti-15-3合金板材800℃/20min爐冷：

由于緩慢爐冷使β晶粒內部及晶界開始有次生α相（黑斑點）析出

圖3-19 Ti-15-3合金板材800℃/1h水淬：等軸β晶粒

圖3-20 Ti-15-3合金板材冷變形6%：

塑性變形使等軸β晶粒內產生孿晶（平直條紋）

圖3-21 Ti-15-3合金板材冷變形40%：

形變使等軸β晶粒內產生孿晶（平直條紋）

圖3-22 Ti-15-3合金板材800℃/20min空冷+540℃/8h空冷：

β晶粒內部次生α相充分析出

圖3-23 Ti-15-3合金板材800℃/20min空冷+600℃/8h空冷：

β晶粒內部次生α相充分析出

圖3-24 Ti-15-3合金板材800℃/20min空冷+630℃/8h空冷：

β晶粒內部次生α相充分析出

圖3-25 Ti-15-3合金板材電子束焊接焊縫：粗大β晶粒

圖3-26 Ti-15-3合金管材冷軋加工后550℃/8h直接時效：

在拉長的β晶粒基體上有次生α相析出

圖3-27 Ti-15-3合金管材冷軋加工后600℃/8h直接時效：

在拉長的β晶粒基體上有次生α相析出

圖3-28 Ti-15-3合金板材抗彈試驗彈坑處（靶試前板材經810℃/30min空冷處理）：

高速沖擊變形使β晶粒內形成的大量孿晶

Ti26合金是一種亞穩定β型鈦合金(Ti-V-Cr-Al-Sn-Zr-Nb-Ta系)，由西北有色金屬研究院于20世紀90年代在美國Ti-15-3合金基礎上改進而成，相變點730~750℃，具有良好的冷加工性能（冷變形率大于90%墩制比≥4），可加工制備成板、棒、管、絲、箔等多種類型半成品。其小規格棒材的典型力學性能如表3-5所示。

表3-5 Ti26合金小規格棒材的典型力學性能

Ti26合金的棒、絲材適合于制備各種緊固件。表3-6列出了采用Ti26合金制備的幾種螺栓的拉伸及剪切性能。

表3-6 采用Ti26合金制備的幾種螺栓的拉伸性能及剪切性能

經測試MJ5螺栓的疲勞性能在最大載荷P_max=0.4σ_b條件下，單件最小壽命N_min≥45000次，平均壽命N_平均≥65000次。圖3-29~圖3-38為Ti26合金常見的微觀組織。

圖3-29 Ti26合金冷加工態組織：纖維狀變形組織

圖3-30 Ti26合金熱加工態組織：等軸β晶粒（β晶界呈彎曲狀）

圖3-31 Ti26合金熱擠壓態組織：纖維狀變形組織

圖3-32 Ti26合金板（800℃/30min空冷）：等軸β晶粒

圖3-33 Ti26合金棒材（800℃/30min空冷）：等軸β晶粒

圖3-34 Ti26合金棒材（800℃/30min空冷+550℃/8h空冷）：

次生α相在β基體上充分析出

圖3-35 Ti26合金固溶+時效組織（掃描電鏡）：針狀次生α相在β基體上析出

圖3-36 Ti26合金鐓制螺栓的加工流線

圖3-37 Ti26合金螺栓螺紋的加工流線

圖3-38 Ti26合金螺栓處的加工流線

典型合金有Ti1023(TB6)、Ti5553、Ti1300等合金。

Ti1023合金（名義成分:Ti10V2Fe3Al）是美國上世紀70年代研制的一種近β型鈦合金（中國國標牌號TB6），相變點780~800℃，特點是強度高、淬透性好，主要應用于航空鍛件制品。但是由于其成分中含有2%的Fe，因此在熔煉、加工過程中易產生偏析，形成β斑缺陷。表3-7為Ti1023合金Φ180mm棒材對應的性能，圖3-39~圖3-44為Ti1023合金常見微觀組織。

表3-7 Ti1023合金棒材室溫力學性能

注：從棒材1/2R處切取試樣進行760℃/2h水淬+525℃/8h空冷處理

圖3-39 Ti1023合金β相區固溶+時效處理：

針狀次生α（亮條）在β基體上析出

圖3-40 Ti1023合金760℃/2h水淬+525℃/8h空冷：

初生α（亮）及在β基體上析出次生α（暗）

圖3-41 Ti1023合金大規格棒材(Φ180mm)低倍組織

圖3-42 Ti1023合金兩相區鍛造(770℃，ε=80%)：β基體+初生α

圖3-43 Ti1023合金β相區鍛造(835℃，ε=40%)：

β基體上分布著彎曲β晶界與針狀次生α

圖3-44 Ti1023合金β斑缺陷形貌：經時效處理后，具有均勻析出的正常組織（照片下沿處），內部無析出或很少析出的白色及灰色塊是β斑缺陷

Ti130合金是西北有色院近年來開發的高強高韌近β型鈦合金(Ti-Al-Mo-V-Cr系，相變點830℃)，其特點是：淬透性好、強化效應高、強韌性匹配良好，綜合性能優于Ti1023鈦合金。其大規格棒材滿足波音公司BMS7-360H標準對Ti5553合金性能的要求，適合應用于航空結構件；小規格棒絲材適合應用于緊固件及彈簧。典型力學性能如表3-8、表3-9所示。Ti1300合金常見組織如圖3-45 ~圖3-50所示。

表3-8 Ti1300合金小規格棒材典型力學性能

表3-9 Ti1300合金大規格棒材典型力學性能

圖3-45 Ti1300合金鍛造加工態：變形β組織

圖3-46 Ti1300合金β相區固溶處理：等軸β晶粒

圖3-47 Ti1300合金β相區固溶+時效處理：針狀次生α相在β基體上析出

圖3-48 Ti1300合金兩相區固溶+時效組織(SEM)：

等軸初生α及針狀次生α在β基體上析出

圖3-49 Ti1300合金β相區固溶+時效組織：針狀次生α（亮條）在β基體上析出

圖3-50 Ti1300合金兩相區固溶時效(SEM)：針狀次生α及條狀α在β基體上析出

Ti₃Al(α₂相)是一種金屬間化合物，具有六方晶格。與常規鈦合金相比具有更高的使用溫度，但是室溫塑性較低。Ti₃Al合金力學性能見表4-1，顯微組織如圖4-1~圖4-3所示。

表4-1 Ti₃Al合金力學性能

圖4-1 Ti₃Al合金1040℃/1h空冷+950℃/4h空冷

圖4-2 Ti₃Al合金950℃/1.5h空冷

α₂相（初生+次生）（白）+殘余β相（暗）

圖4-3 Ti₃Al合金1150℃/1h爐冷

α₂片（白）+晶界殘余β相（暗）

TiAl（γ相）是一種金屬間化合物，具有四方結構。與常規鈦合金相比具有更高的使用溫度，但是其熱加工工藝性差、室溫塑性很低。

Ti47Al5(Cr+V+Mo+Nb)合金Ta=1318℃，其力學性能如表4-2所示，顯微組織如圖4-4~圖4-11所示。

表4-2 Ti47Al5(Cr+V+Mo+Nb)合金力學性能

圖4-4 Ti47Al5(Cr+V+Mo+Nb)合金的鑄態片層組織α₂+γ

圖4-5 Ti47Al5(Cr+V+Mo+Nb)合金變形的片層組織α₂+γ

圖4-6 Ti47Al5(Cr+V+Mo+Nb)合金變形后形成的等軸組織α₂（白）+γ（灰）

圖4-7 Ti47Al5(Cr+V+Mo+Nb)合金1000℃/1h空冷，α₂（白）+γ（灰）

圖4-8 Ti47Al5(Cr+V+Mo+Nb)合金1400℃/1h水淬α有序轉變為α₂（白）

圖4-9 Ti47Al5(Cr+V+Mo+Nb)合金1300℃/2h空冷，

等軸α₂（白）及γ（灰）+片層γ與α₂

圖4-10 Ti47Al5(Cr+V+Mo+Nb)合金1350℃/2h空冷+1050℃/4h空冷，

等軸α₂（白）及γ（灰）+片層γ與α₂

圖4-11 Ti47Al5(Cr+V+Mo+Nb)合金1400℃/1h爐冷，片層γ與α₂

TiNi合金具有超彈性及形狀記憶等特殊性能，因而在航空航天、原子能、海洋工程、儀器儀表和醫療器械等領域有廣泛的應用前景。

圖4-12 Ti44Ni47Nb9鑄態組織初生樹枝晶（亮）+共晶體（灰）

圖4-13 Ti44Ni47Ta9鑄態組織初生α(TiNi)樹枝晶

（包含大量細彌散粒子NiTa₂）（亮）+共晶體（灰）

圖4-14 Ti44Ni47Nb9Al1鑄態組織初生樹枝晶（亮）+共晶體（灰）

圖4-15 Ti44Ni47Nb9合金軋制加工態，為拉長的條狀組織

圖4-16 Ni47Ti44Ta9合金軋制加工態，為拉長的條狀組織

圖4-17 Ni47Ti44Nb9Al1合金軋制加工態，為拉長的條狀組織

Ti75合金具有良好的鑄造性能，經常用于泵、閥殼體的鑄造。

Ti75合金力學性能見表5-1，顯微組織如圖5-1~圖5-2所示。

表5-1 Ti75合金鑄造管坯力學性能

圖5-1 Ti75合金管坯鑄件組織，粗大原始β晶粒，基體為片狀β轉變組織

圖5-2 Ti75合金管坯鑄件經40%旋壓變形，片狀β轉變組織呈彎曲狀

Ti600高溫鈦合金也具有良好的鑄造性能，經熱等靜壓后可獲得優異的室溫、高溫力學性能。

Ti600合金力學性能見表5-2，顯微組織如圖5-3~5-6所示。

表5-2 Ti600高溫鈦合金鑄態及經熱等靜壓處理后的室溫、高溫性能

圖5-3 Ti600合金小型鑄件組織，原始β晶界呈彎曲狀，基體為片狀β轉變組織

圖5-4 Ti600合金小型鑄件組織，原始β晶界呈彎曲狀，基體為片狀β轉變組織

圖5-5 Ti600合金鑄件經900℃/103MPa/2h熱等靜壓處理后組織，為全片層β轉變組織

圖5-6 Ti600合金鑄件經900℃/103MPa/2h熱等靜壓處理后，部分區域的α片被球化

補充：

α+β鈦合金

Motor20

圖1 700℃/1h退火，空冷

腐蝕介質HF+HNO3+水(1:6:193)

圖2 退火

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