鈦合金鍛造講稿

鈦合金鍛造內(nèi)容一、鈦和鈦合金的基本知識(shí)二、鈦合金鍛造三、鈦合金熱處理四、鈦合金整體葉盤鍛造五、鈦合金鍛造的計(jì)算機(jī)模擬一、鈦和鈦合金的基本知識(shí)純鈦1）高純度鈦的特性●

具有同素異晶轉(zhuǎn)變的特性

鈦在固態(tài)隨著溫度的改變，其原子排列的晶體結(jié)構(gòu)要發(fā)生變化（組織轉(zhuǎn)變）。高純度鈦的組織轉(zhuǎn)變溫度為882.5℃。也就是說，在882.5℃以下，是密排六方晶體的α-Ti(α相),在882.5℃以上，是體心立方晶體的β-Ti（β相）?？梢姡?82.5℃這個(gè)溫度是純鈦發(fā)生組織轉(zhuǎn)變（α相β相）的溫度。因之，將其稱為相變點(diǎn)。

由α-Ti轉(zhuǎn)變?chǔ)?Ti（α相轉(zhuǎn)變?chǔ)孪啵?，其塑性變形的能力發(fā)生了變化。

為什么？因?yàn)榻饘偎苄宰冃危ㄥ懺欤r(shí)，首先是沿著晶體中原子排列最密的晶面和晶向優(yōu)先產(chǎn)生滑移。

為什么？因?yàn)樵用芏茸畲蟮木嬖娱g距小，原子結(jié)合力強(qiáng)，而晶面的間距增大，則晶面間結(jié)合力較弱，滑移阻力當(dāng)然就小，顯然易成為滑移面。而α-Ti是密排六方晶體，其原子排列最密集的晶面只有1個(gè)，即{0001}面。

鎂就是這種晶體結(jié)構(gòu)。所以鎂和鎂合金不好鍛，塑性很差，鍛造容易產(chǎn)生裂紋，更沒有聽說鎂可以冷鍛。當(dāng)然，變形條件改變了，如加熱、大變形或高應(yīng)變速率下次要滑移面也可以開動(dòng)。所以，鎂在熱態(tài)塑性不壞，很好鍛。

對(duì)于六方晶體而言，一個(gè)滑移面可以有3個(gè)滑移方向。所以滑移系的數(shù)目是1×3=3個(gè)。

但條件變化了，如加熱、大變形、高速變形，那么，次要滑移面也將產(chǎn)生滑移。在體心立方晶體中，主要滑移面＋次要滑移面共有48個(gè)。當(dāng)然，滑移容易了，也就是說塑性好了。

β-Ti（相）是體心立方晶體，體心立方晶體原子排列最密的晶面有6個(gè){110}，但滑移方向只有2個(gè)，所以滑移系數(shù)目6×2=12個(gè)。

由此，給我們的啟示：●鈦合金為什么一般不能冷變形？●又為什么發(fā)展近β鍛造、β鍛造？（除了發(fā)揮材料性能）●

為什么要嚴(yán)格控制鈦合金終鍛溫度？●為什么在高速錘上變形、金屬填充性能特別好（一般一錘成形）？均與α含量有關(guān)●化學(xué)性能活潑、容易氧化

高純度鈦的熔點(diǎn)為1668℃±4℃，比鐵(1539℃)、鈷(1500℃)、鎳(1450℃)的熔點(diǎn)還高。如果單從熔點(diǎn)來講，似乎鈦是很好的耐熱材料，可是很遺憾，自二次世界大戰(zhàn)出現(xiàn)低于400℃使用的TC4鈦合金以來，五十年過去了，鈦合金的使用溫度仍然限于600℃。而將鐵、鈷、鎳加入到鋼中形成的鐵基、鈷基、鎳基黑色高溫耐熱合金，其使用溫度可達(dá)到900℃。

那么為什么？原因：高溫下氧對(duì)鈦的玷污速率很高控制的雜質(zhì)氧含量<0.15%氧化膜基體金屬的界面

鈦金屬(如鈦棒)在空氣中也會(huì)氧化的，形成一層很薄的淡黃色的氧化膜，如圖黃色的外圈。

一般講，技術(shù)條件控制鈦金屬中雜質(zhì)氧含量≤0.15%（為什么？）因?yàn)檠踉黾右稽c(diǎn)點(diǎn)，塑性(ψ)大大下降。所以，當(dāng)σb低時(shí)，也不要輕易放松氧含量的控制要求。對(duì)冶金廠來講，提高強(qiáng)度并不難，降低海綿鈦的品位就可以解決，但是氧含量，ψ。所以，冶金廠也不會(huì)隨便提高氧含量。

當(dāng)金屬鈦（鈦合金）在高溫下加熱時(shí)：●由于存在著較大的氧的梯度濃度，則給氧向基體金屬擴(kuò)散（滲透）創(chuàng)造了條件，正如水由高處流向低處一樣，落差越大，水的流速越快。高溫下，氧很活潑，不斷地向金屬內(nèi)部擴(kuò)散?！裱踉诠腆w金屬鈦中比氫(H)有較大的固溶度，就是說氧在鈦中比H有較大的溶解度，而且它不是置換式的固溶，而是間隙式的。只要原子之間有點(diǎn)間隙，它就可以鉆進(jìn)去，講得明白一點(diǎn)，干脆叫它無孔不入。因而，又為氧向金屬內(nèi)部擴(kuò)散創(chuàng)造了條件。

講到這里，你們可能會(huì)問，鈦合金不要在氧化性氣氛中加熱，而是在還原性氣氛中加熱不是更好嗎？回答是肯定的：不行。即使沒有電爐的條件下，寧可在油爐中加熱。

為什么？

氫對(duì)鈦合金性能的影響遠(yuǎn)比氧大得多，要發(fā)生氫脆。所以，技術(shù)條件控制的氫含量<0.012（簡(jiǎn)稱雙零控制）?！窦訜釡囟仍礁摺r(shí)間越長(zhǎng)，氧在金屬內(nèi)部擴(kuò)散越厲害。氧對(duì)鈦金屬玷污的程度∝T·H·CM成正比Ti-679（近α合金）合金氧的玷污深度玷污深度（μm）℃900940100015min29438230min416110460min5787168120min80122206

由上表可見:●加熱溫度越高，時(shí)間越長(zhǎng)，玷污深度越大?！癖蠕撳懠a(chǎn)生的氧化皮小得多，最大只有0.2mm

可是，其危害不能小視。

為什么？●導(dǎo)致材料表面變脆，由于氧的滲透，在金屬表面形成一層富氧層（TiO2）。眾所周知，金屬凡是與氧結(jié)合形成的氧化物，幾乎都是脆性的，所以富氧層更確切的含義應(yīng)該叫做富氧脆性層，實(shí)際上常說的“氧脆”就是這個(gè)意思?！裥纬晌⒘鸭y，使材料的熱穩(wěn)定性下降。

什么叫熱穩(wěn)定性？簡(jiǎn)單地講，金屬材料（試樣）或者構(gòu)件在溫度場(chǎng)，或者在溫度場(chǎng)和應(yīng)力場(chǎng)共同作用下，其組織和性能變化的程度?！癖砻娣€(wěn)定性

那么用什么指標(biāo)來衡量呢？●宏觀指標(biāo)，ψ

在做室溫拉伸時(shí)，可以測(cè)得一個(gè)斷面縮率，叫ψ1。

經(jīng)過一定時(shí)間熱暴露（在爐中加熱一定時(shí)間，一般100小時(shí)）后，再去做室溫拉伸，又可測(cè)得一個(gè)面縮率，叫ψ2，ψ2/ψ1>50％，表示材料或工藝是穩(wěn)定的，因?yàn)榉€(wěn)定性好。否則就判為不合格。當(dāng)然，一般條件ψ2/ψ1>50％，但β合金（Ti40）或β鍛造就不好說了?！窳硪环N微觀指標(biāo)K1C

科學(xué)已發(fā)展到衡量材料性能，不能單從宏觀角度來考慮了，而是可用微觀力學(xué)性能來表征了，K1C就是表征材料抵抗裂紋擴(kuò)展的能力。當(dāng)然，微觀指標(biāo)比宏觀指標(biāo)更重要，更能評(píng)價(jià)材質(zhì)的優(yōu)劣。但是，不管用ψ或K1C表征材料（鍛件或構(gòu)件）的穩(wěn)定性，都屬于表面穩(wěn)定性。影響材料（鍛件或構(gòu)件）熱穩(wěn)定性的另一個(gè)因素內(nèi)部組織轉(zhuǎn)變。●冶金熱穩(wěn)定

主要是材料內(nèi)部相分解、相析出引起的熱穩(wěn)定性下降?！瘭職堄嘞嘀形龀靓羢相（硬脆相）●形成有序相，致使晶體結(jié)構(gòu)發(fā)生變化現(xiàn)在講不清楚，以后再分析

這里要特別強(qiáng)調(diào)的，也是你們應(yīng)該注意的，有三點(diǎn)：●

試樣（熱穩(wěn)定）要求磨削加工，最好用60粒度的

TiS砂輪，乳化液冷卻。●

試樣加工后，用丙酮擦洗?！?/p>

裝夾時(shí)最好戴上手套，特別是夏天，盡可能不用汗手扶摸?！駥?dǎo)熱系數(shù)小

Al0.52卡/厘米·秒·度15倍

Fe0.19卡/厘米·秒·度5倍

Ti0.036卡/厘米·秒·度以此為1

所以，鈦合金不采用快速加熱，也不采用低溫預(yù)熱，否則保溫時(shí)間太長(zhǎng)，而是爐溫到預(yù)定溫度后一次直接放入高溫區(qū)加熱。保溫時(shí)間：0.5～1.0分鐘/毫米，一般取0.6～0.8

分鐘/毫米,熱態(tài)回爐減半。●摩擦系數(shù)大

就是說比較粘，金屬流動(dòng)性不好，因此注意以下問題：

設(shè)計(jì)模具時(shí)，金屬流動(dòng)激烈處，圓角半角大一點(diǎn)。鍛造時(shí)，加強(qiáng)潤(rùn)滑。

●

毛坯噴涂玻璃潤(rùn)滑劑，其作用：

a.減少加熱氧化

b.減緩冷卻

c.潤(rùn)滑作用

●

在鍛造時(shí)，最好再采用機(jī)油＋石墨均勻地灑入上下模膛內(nèi)，這樣：

a.冷卻

b.潤(rùn)滑，利于金屬流動(dòng)（對(duì)于大型鍛件，特別注意均勻潤(rùn)滑）

c.容易出模

這里，要特別介紹的，或者說要消除你們顧慮的，更要引起注意的——熱效應(yīng)問題

鈦合金摩擦系數(shù)大，那么鍛造時(shí)金屬流動(dòng)激烈，是否會(huì)引起摩擦生熱而出現(xiàn)溫升（熱效應(yīng)）？

答案是肯定的，會(huì)產(chǎn)生熱效應(yīng)的。一般資料介紹可達(dá)30～50℃，有些教科書上寫著，可能高達(dá)100℃以上。假定是這樣，那么，國(guó)內(nèi)外傳統(tǒng)的相變點(diǎn)以下40～50℃的常規(guī)鍛造，也只能得到網(wǎng)籃組織，甚至魏氏組織，無法得到等軸組織。網(wǎng)籃組織魏氏組織等軸組織

實(shí)際上，國(guó)內(nèi)外，特別是國(guó)內(nèi)常規(guī)模鍛均獲得等軸組織。那么為什么呢？●以上數(shù)據(jù)是計(jì)算出來的?！穸沂撬矔r(shí)可能產(chǎn)生的。這里要告誡大家的：●錘或水壓機(jī)上模鍛時(shí)，不必?fù)?dān)心熱效應(yīng)問題。

為什么？

潤(rùn)滑劑冷卻；散熱條件好；間隔時(shí)間長(zhǎng)●自由鍛，特別是小錘上自由鍛，必須擔(dān)心熱效應(yīng)溫升問題。由此，提出“控溫打鈦”新概念。至于模鍛錘（對(duì)擊錘）、水壓機(jī)上溫升如何？下面再介紹?！衽蛎浵禂?shù)小熱收縮率為鋼的一半左右，模具設(shè)計(jì)時(shí)γ=0.7～0.8●高純度鈦的強(qiáng)度很低

σb＝250～300MPa,ψ≈70～80％

一般用于科研，沒有工業(yè)應(yīng)用價(jià)值。但當(dāng)其中含有一定雜質(zhì)時(shí)，將強(qiáng)烈地改變機(jī)械性能，但此時(shí)再也不能稱為純鈦，而叫工業(yè)純鈦?！?/p>

雜質(zhì)對(duì)純鈦機(jī)械性能的影響

鈦中常見的雜質(zhì)有O、N、C、H、Fe、Si。

這些雜質(zhì)元素與鈦形成：間隙式或置換式固溶體，過量時(shí)形成脆性化合物。※O、N、C、H形成間隙式固溶體，因?yàn)檫@些元素的原子半徑很小，它們與鈦不是置換式固溶，而是間隙式固溶，只要鈦原子之間有間隙，它們就無孔不入。從而使鈦的晶格發(fā)生畸變，阻礙了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)。所以強(qiáng)度提高，塑性下降。

加入0.05%的O、N或C，能使鈦的σb分別提高：6、12.5和3.5MPa。其中N的強(qiáng)化作用最大，但使塑性劇烈下降。當(dāng)含C量大于0.2%，就會(huì)出現(xiàn)脆性化合物碳化鈦（TiC）。所以C含量一般控制在0.1%。

O、N、C是提高α→β轉(zhuǎn)變的溫度，也就是說擴(kuò)大α相區(qū)的，是α穩(wěn)定元素。

由Ti和H的相圖可知：

●

H在β鈦中的溶解度比在α鈦中大得多

●

且H在α鈦中的溶解度隨溫度的降低而劇烈減少

Ti-H相圖H在α-Ti中的溶解度曲線●

H在β相中的溶解度為2%，是降低α→β轉(zhuǎn)變溫度的β穩(wěn)定元素。而H在α相中的溶解度很小，在150℃，小于0.003%?！?/p>

當(dāng)含H的β-Ti共析分解以及含H的α-Ti冷卻時(shí)，均可析出氫化物TiH2。H含量低時(shí)，TiH2呈（黑色）點(diǎn)狀，H含量高時(shí)呈針（片）狀，如左圖。

TiH2的存在使合金變脆，稱為氫化物型氫脆。斷口檢查可發(fā)現(xiàn)裂紋是沿著氫化物與基體之間的界面發(fā)展的。這是因?yàn)榛w金屬與氫化物之間的結(jié)合力較弱，受力后引起應(yīng)力集中而形成裂紋，并迅速擴(kuò)展而導(dǎo)致斷裂。純鈦中的氫化物（黑針）含H0.023%（wt）●

H可用真空退火的辦法來去除（O和N不能），為什么？

原因：H在Ti中的溶解度是可逆的，也就是說Ti中的H與外界保持著平衡關(guān)系。當(dāng)外界環(huán)境中H的分壓力降低時(shí)，H就會(huì)從Ti中逸出來以維持平衡，即使在Ti中已形成了TiH2，只要加熱到320℃以上也能分解。所以，含H的鈦和鈦合金，置于真空爐中加熱時(shí)，由于真空爐中H的分壓低，又是在加熱狀態(tài)，則H很容易從材料中逸出?！裾婵胀嘶鸬臈l件為800～900℃/真空度為10-3mm水銀柱（10-3帕真空度），保溫時(shí)間1～6小時(shí)，視合金成分以及要求的性能而定?！鵉e、Si與Ti形成置換式固溶體，盡管Fe、Si在純鈦中也是雜質(zhì)，但不象O、N、C、H那樣對(duì)Ti的性能影響大。含0.05Fe或Si，僅使鈦的強(qiáng)度提高10～12MPa。

但Fe、Si作為雜質(zhì)時(shí)（Fe與Si也可作為合金元素加入Ti中），其含量要求分別小于0.3%和0.15%。

Fe、Si不管是雜質(zhì)還是添加元素，主要溶解于β相中，它們是降低α→β轉(zhuǎn)變溫度的，是β穩(wěn)定元素?！駷榱吮ＷC材料的塑性和韌性，在工業(yè)純鈦（TA1、TA2和TA3）和鈦合金中，一般限制O含量小于0.15～0.2%，N含量小于0.05～0.08%，C含量小于0.1～0.2%，H含量小于0.015～0.02%?！窠?0年來，國(guó)內(nèi)外發(fā)展了一些間隙（雜質(zhì)）元素特別低的高純度鈦合金。如美國(guó)標(biāo)準(zhǔn)純鈦的Ti-6Al-4V合金的O含量小于0.2%，C含量小于0.1%；而高純度的Ti-6Al-4V（ELI）合金的O含量小于0.13%，C含量小于0.08%。因?yàn)镺會(huì)增加Ti的冷脆性，并嚴(yán)重降低斷裂韌性。所以，高純度鈦合金適宜于低溫或要求高的斷裂韌性時(shí)使用。降低間隙元素含量可提高材料的斷裂韌性?！窬C上所述，鈦中的間隙雜質(zhì)雖然能提高鈦的強(qiáng)度，但建議不要采用提高間隙雜質(zhì)來提高鈦的強(qiáng)度。

原因：這種雜質(zhì)不僅嚴(yán)重降低合金的塑性和斷裂韌性，而且會(huì)加快疲勞裂紋擴(kuò)展速率，并使其他一些重要性能，如熱穩(wěn)定性，蠕變抗力，缺口敏感性等變壞。

此外，現(xiàn)用的和發(fā)展中的高強(qiáng)鈦合金主要靠加入大量的合金元素來強(qiáng)化，這就需要基體元素鈦有更高的塑性儲(chǔ)備。所以提高鈦的純度（實(shí)際上是提高海綿鈦的品位）是發(fā)揮合金潛力以及研制新的高強(qiáng)度、高塑性和高韌性鈦合金的必要條件。工業(yè)純鈦按雜質(zhì)含量不同，在我國(guó)現(xiàn)行冶標(biāo)中有三個(gè)牌號(hào)：中國(guó)俄羅斯美國(guó)英國(guó)日本σbMPaδ%ψ%TA1BT1-0Ti-35IMI115KS503502550TA2BT1-1Ti-55IMI125KS604502045TA3BT1-2Ti-65IMI135KS855501540KS850.150.05KS500.03<0.015<0.15<0.100.10.05KS600.150.050.05<0.015<0.30<0.15中國(guó)俄羅斯美國(guó)英國(guó)日本ONCHFeSiTA1BT1-0Ti-35IMI115TA2BT1-1Ti-55IMI125TA3BT1-2Ti-65IMI1350.10<0.015<0.30<0.15工業(yè)純鈦的特點(diǎn)：●從上表可以看到：隨著純度降低，或者說雜質(zhì)含量增加，工業(yè)純鈦強(qiáng)度提高，塑性下降?！窆I(yè)純鈦在退火狀態(tài)下為單相的α組織（一片白色），工業(yè)純鈦屬α型合金，我國(guó)用TA表示。●工業(yè)純鈦不能采用熱處理強(qiáng)化（退火是軟化，不是強(qiáng)化）。要想提高工業(yè)純鈦的強(qiáng)度，只能采用冷變形的所謂冷作硬化。用鈑金成形的飛機(jī)蒙皮，其強(qiáng)度可達(dá)600MPa。

上面主要以純鈦來介紹其力學(xué)性能特點(diǎn)的，其實(shí)，對(duì)于鈦合金來講，同樣存在同素異晶轉(zhuǎn)變、化學(xué)性活潑、摩擦系數(shù)大、導(dǎo)熱性差、線膨脹系數(shù)小等特點(diǎn)，以后就不再重復(fù)介紹了。

下面對(duì)從事切削加工的聽眾，介紹一點(diǎn)切削加工方面的知識(shí)?！疋伒幕瘜W(xué)性質(zhì)活潑極易氧化，其結(jié)果在工件表面形成富氧層，實(shí)際上應(yīng)叫做α硬化脆性層。其厚度取決于加熱條件和合金牌號(hào)，對(duì)于α型和近α

型合金來講，最厚可達(dá)0.7mm，如果不經(jīng)退火處理，一般的切削刀具是加工不動(dòng)的。特別是刨削加工更困難，一般采用硬質(zhì)合金刀具，切削速度為15米/分左右。當(dāng)富氧層去掉后，還是很好加工的?！疋伒膶?dǎo)熱性差，加工時(shí)應(yīng)不斷冷卻刀刃，一般采用乳化液，也可以用機(jī)油冷卻，否則刀具壽命很低?！窦庸も伇蠕撔枰蟮那邢髁?，應(yīng)采用剛度好的機(jī)床進(jìn)行車削加工，否則因彈性變形而影響精度?！衲ハ骷庸?，除了降低磨削速度，還需不斷冷卻（乳化液）?！裆拜喦懈睿M可能少用，如用①冷卻；②余量大一點(diǎn)，至少3～5毫米燒傷區(qū)，做金相試樣或性能試樣時(shí)，必須車或銑掉，否則容易出現(xiàn)假象。2、鈦合金

所謂鈦合金，除了上面講到的O、N、H、C、Fe、Si不可避免的雜質(zhì)外，人為地或者說有意識(shí)地在Ti中加入某些合金元素，其目的為了提高或滿足某種機(jī)械性能。●鈦與合金元素的相互作用※影響鈦與合金元素相互作用的基本因素在研制一個(gè)合金時(shí)，首先考慮的問題是加入的元素：

①與鈦形成固溶體還是化合物

；②與α-Ti還是β-Ti形成固溶；③溶解度有多大。上述問題主要取決于加入元素的：

①晶格類型；②電子層結(jié)構(gòu)；

③原子半徑大小；④電子濃度等。

※鈦與合金元素的相互作用●眾所周知，鈦是過渡族金屬元素，它最外層的電子結(jié)構(gòu)3d24s2。

在元素周期表上有很多元素都能與Ti形成置換式固溶體。但是只有外層電子結(jié)構(gòu)與Ti相近的元素才能有較大的溶解度?！衲敲?，哪些元素與Ti是同一過渡族，而且晶格類型相同，外層電子結(jié)構(gòu)和原子半徑相近呢？元素外層電子結(jié)構(gòu)原子半徑R，à原子半徑差（RT-Rx），à晶格類型Ti（鈦）Zr（鋯）Hf（鉿）3d24s2（d2s2）4d25s2（d2s2）5d26s2（d2s2）1.471.601.59-0.13-0.12

從上表可知，Zr與Hf元素與Ti屬于同一類，在固態(tài)都有相同的同素異晶轉(zhuǎn)變，即在低溫時(shí)為密排六方晶格，高溫時(shí)為體心立方晶格。體心立方密排六方···●因此，Zr、Hf既可在低溫時(shí)溶解于α-Ti，又可在高溫時(shí)溶解于β-Ti中。又因外層電子結(jié)構(gòu)和原子半徑相近，所以，兩者在α-Ti和β-Ti中均能無限互溶，就是說加入多少可以溶解多少；而且是置換式的固溶。由于在α-Ti和β-Ti中的溶解能力相同，所以又稱為中性元素?！衽cZr、Hf元素具有類似特性的還有Sn（錫），但Sn在高溫β-Ti中不是無限的，而是有限的溶解。

Zr、Hf、Sn中，Hf是稀貴和稀缺元素，一般不用。Zr、Sn常用。

那么，到底用Zr還是Sn，很有講究。●這里用TC11合金來舉例：

TC11合金是我國(guó)于70年代末80年代初仿制原蘇聯(lián)用于500℃的BT9熱強(qiáng)鈦合金，其名義成分為

Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si。

而原蘇聯(lián)于1958年研制這個(gè)合金時(shí)，最初用的是2.5Sn。后來發(fā)現(xiàn)加Sn的熱強(qiáng)性不太好。于1966年以1.5Zr替代了2.5Sn，其目的在于提高持久和蠕變強(qiáng)度。為什么以Zr代替Sn可提高熱強(qiáng)性呢？

原因：●Zr的熔點(diǎn)為1750℃，比錫的熔點(diǎn)231.9℃高得多。

一個(gè)鈦合金的熱強(qiáng)性（高溫性能）取決于：

①合金的熔化溫度②再結(jié)晶溫度③相變溫度

加Zr意味著提高了合金的熔化溫度。這里再引入一個(gè)科學(xué)概念：熔化溫度高的合金，其再結(jié)晶溫度必然是高的。道理很簡(jiǎn)單，高熔點(diǎn)元素加入到合金中，在提高合金熔化溫度的同時(shí)，阻礙了合金再結(jié)晶過程的完成，也就是說提高了再結(jié)晶溫度。

同樣道理，再結(jié)晶溫度高的合金，其相變溫度也是高的。為什么？

因?yàn)橹挥性俳Y(jié)晶過程結(jié)束后相變才開始。所以，合金的相變溫度在很大程度上決定了這個(gè)合金的工作溫度。

例如TC4的相變點(diǎn)正常情況下為1000℃，而TC11有時(shí)高達(dá)1020～1030℃。因此，TC4的使用溫度低于400℃，而TC11可在500℃使用。

可見，發(fā)展熱強(qiáng)鈦合金一般選擇不是降低而是提高相變點(diǎn)的合金元素是有道理的。如美國(guó)的

Ti-1100合金，英國(guó)的IMI834合金，兩者的相變點(diǎn)為1015℃左右，可在600℃溫度下使用。●Zr的固溶強(qiáng)化效果比Sn好。

為什么？

①Zr本身的強(qiáng)度比Sn高；

②Sn在β-Ti中是有限互溶，所以強(qiáng)化效果差；

③Zr與Ti形成以α-Ti為基的連續(xù)固溶體，不會(huì)引起固溶體的有序化。而Sn不同，Sn的加入，在合金中容易形成有序相Ti3X，使合金變脆，熱穩(wěn)定性差。●最關(guān)鍵的問題，以Zr代Sn降低了Si在α相中的溶解度。

前面已經(jīng)提到了，Si是β穩(wěn)定元素，也就是說Si如果是作為元素（不是雜質(zhì)）加入到合金中，主要溶解于β相中。但是Si在α-Ti中也有一定的溶解度。Antong的研究指出：Si在α-Ti中的溶解度可達(dá)0.3%。

當(dāng)然，在TC11合金中加入0.3Si的目的：既不是強(qiáng)化β相，也不是強(qiáng)化α相，而是為了析出硅化物顆粒而達(dá)到彌散強(qiáng)化的效果。

原蘇聯(lián)的材料科學(xué)家發(fā)現(xiàn)，在BT9（中國(guó)早期TC9）中加入Sn，達(dá)不到彌散強(qiáng)化的效果，所以，于1966年提出以Zr代Sn。以Zr代Sn具有彌散強(qiáng)化的效果。

為什么？由于Zr的加入，Zr與Ti、Si可形成Ti2ZrSi3和Ti2ZrSi等硅化物沉淀相。這樣，沒有多余的Si溶解于α-Ti或β-Ti中了。也就是說Si優(yōu)先與Ti、Zr形成了硅化物。

TC11合金，經(jīng)950℃/1h空冷+530℃/6h空冷處理，這些硅化物以細(xì)小的顆粒彌散分布于β基體上和魏氏體α片層之間。有人把細(xì)小的硅化物顆粒比作為小釘子，這些小釘子扎在β基體上與α片層之間，大大地阻礙了金屬的滑移和位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，即使很小的變形—蠕變，也很困難。因此，蠕變強(qiáng)度高，當(dāng)然，持久強(qiáng)度高也是同樣的道理。

所以，Sn與Zr都是中性元素，但Zr的強(qiáng)化作用比Sn好。下面介紹在元素周期表上的位置與Ti靠近的元素：β同晶元素β共析元素常用元素Mo（鉬）、V（釩）Cr（鉻）Mn（錳）Fe（鐵）Co（鈷）W（鎢）Cu（銅）Ni（鎳）Si（硅）不常用元素Nb（鈮）、Ta（鉭）Sb（銻）Bi（鉍）Ag（銀）Ir（銥）Rh（銠）●β同晶元素的特點(diǎn)：

①β同晶元素顧名思意，其晶格類型與β-Ti相同，即體心立方晶格。由于晶格相同，所以它們?cè)讦?Ti中無限互溶。換句話講，它們的加入是固溶強(qiáng)化β相。②與Ti原子半徑相差不大，在置換式固溶時(shí)，晶格畸變很小。因此，隨著加入量的增加，在提高強(qiáng)度的同時(shí)，仍能保持高的塑性。例如β21S（Ti-15Mo-2.7Nb-3Al-0.2Si），“九五”期間我國(guó)仿制的指標(biāo)：σb≥1200MPa、KIC≥70MPam?、δ≮8%。美國(guó)資料介紹，通過熱處理：σb≥1450MPa、KIC≥80MPam?、δ≮8%，屬高強(qiáng)高韌合金。③β同晶元素的加入量越多，合金組織中的β相越穩(wěn)定。當(dāng)Mo、V含量達(dá)到某一臨界值時(shí)，即使空冷也能將合金中的β相保留到室溫。這一臨界值稱為“臨界濃度”。一個(gè)合金元素的臨界濃度反映其穩(wěn)定β相的能力，臨界濃度越小的元素，穩(wěn)定β相的能力越大，如Mo的臨界濃度為11.0%（重量），而V為19.3%，Mo穩(wěn)定β相的能力幾乎是V的一倍。Mo和V是開發(fā)高強(qiáng)合金的主要合金元素，但常用的是Mo，如β21S中有15Mo，βⅢ中僅有11.5Mo，稱為β合金（又稱亞穩(wěn)定β合金），而Ti-1023中，有10V，只能稱為貧β（近β）合金。④在Ti中加入Mo、V、Nb、Ta來穩(wěn)定β相的一個(gè)特點(diǎn)，所得組織的穩(wěn)定性好，且不會(huì)發(fā)生共析反應(yīng)而使合金在一定條件下變脆。換句話講，在合金中除了加入Mo、V、Nb、Ta以外，加入其他β穩(wěn)定元素，如常用的元素Cr、Mn、Fe、Co、W、Cu、Ni、Si等都會(huì)發(fā)生共析反應(yīng)，只是反應(yīng)速度快慢而已?！瘭鹿参鲈氐奶攸c(diǎn)：

①它們?cè)讦?Ti和β-Ti中均為有限溶解，但在β-Ti中的溶解度比α-Ti中大得多。因?yàn)楫吘故铅路€(wěn)定元素，當(dāng)然主要溶解于β相中來穩(wěn)定β相和固溶強(qiáng)化β相。②這類元素與β相形成的固溶體，在一定條件下要發(fā)生共析反應(yīng)，其結(jié)果將β相分解為固溶體和γ相。而γ相通常是以金屬間化合物為基的固溶體。眾所周知，在鈦合金中凡是出現(xiàn)金屬間化合物，一般都會(huì)使金屬變脆。

Ti與Cu、Ni、Si等非過度族元素形成的共析反應(yīng)進(jìn)行極快，在一般冷卻條件下，不能阻止其共析反應(yīng)。換句話講，很難將加入這類元素的合金中的β相固定（保留）到室溫。我們把這類元素稱為活性β共析元素，有時(shí)干脆稱之為快共析元素。

Ti與Fe、Mn、Cr等元素形成的共析反應(yīng)進(jìn)行極慢，在通常冷卻情況下根本來不及進(jìn)行。所以把這類元素稱為非活性β共析元素，也稱慢共析元素。

Fe、Mn、Cr是研制合金中最常采用的β共析元素，F(xiàn)e（5.2～5.7%wt）、Mn（5.7%wt）、Cr（9.0%wt）穩(wěn)定β相的能力比Mo（11.0%wt）、V（19.3%wt）等大得多。但Fe、Mn、Cr畢竟是β共析型元素，盡管在通常條件下共析反應(yīng)來不及進(jìn)行，可是來不及進(jìn)行不等于不會(huì)進(jìn)行，在一定溫度場(chǎng)和應(yīng)力場(chǎng)作用下，共析反應(yīng)還是要發(fā)生的（共析反應(yīng)的結(jié)果會(huì)使合金脆化）。所以，研制高溫下工作的合金時(shí)，一般不宜將Fe、Mn、Cr作為主元素加入到合金中去。●前蘇聯(lián)的鈦科學(xué)工作者認(rèn)為：對(duì)于熱強(qiáng)鈦合金來說，添加共析型β穩(wěn)定元素，不應(yīng)該認(rèn)為有發(fā)展前途。原因：

①Cu、Ni、Si等快共析元素不能將β相保留到室溫；

②Fe、Mn、Cr等慢共析元素，在一定條件下發(fā)生共析反應(yīng)會(huì)使合金變脆。

因此，研制高溫鈦合金一般添加β同晶型元素Mo、V、Nb、Ta。

但美國(guó)、日本等，在90年代中后期，開發(fā)含F(xiàn)e的鈦合金來降低材料的成本而用于汽車工業(yè)。

既然講到了Fe這個(gè)慢共析β穩(wěn)定元素，先將β斑點(diǎn)作一介紹。這里舉Ti-1023合金（Ti-10V-2Fe-3Al）為例。

由于含F(xiàn)e量較高（2%），熔煉過程中因偏析而易形成β斑點(diǎn)。下面介紹三點(diǎn)：

◆

β斑點(diǎn)的特征

◆

β斑點(diǎn)產(chǎn)生的原因和改善的辦法

◆

β斑點(diǎn)對(duì)性能的影響◆β斑點(diǎn)的特征●在低倍照片上以亮斑的形式出現(xiàn)（圖中大大小小的白塊），實(shí)際上肉眼也可以看到亮斑。β斑點(diǎn)的低倍特征●在高倍照片上β斑點(diǎn)以區(qū)域的形式出現(xiàn)。在斑區(qū)內(nèi)僅有少量α相，甚至沒有α相。但可明顯的見到原始β晶粒邊界。β斑點(diǎn)的高倍特征

通過實(shí)驗(yàn)，可以進(jìn)一步發(fā)現(xiàn)：①斑區(qū)內(nèi)的顯微硬度一般大于基體（正常組織）的硬度；②微區(qū)成分分析，斑區(qū)內(nèi)α穩(wěn)定元素含量低于基體，而β穩(wěn)定元素含量一般大于基體。關(guān)于判斷β斑點(diǎn)的定量標(biāo)準(zhǔn)，至今尚缺乏統(tǒng)一認(rèn)識(shí)。歐洲生產(chǎn)者技術(shù)委員會(huì)規(guī)定：α相（等軸或條狀）含量少于基體的20%，定義為β斑點(diǎn)?！籀掳唿c(diǎn)產(chǎn)生的原因和改善的辦法●在α、近α和（α+β）鈦合金中，由于添加的β穩(wěn)定元素含量較少，所以不常出現(xiàn)β斑點(diǎn)。●而在近β和β鈦合金中，特別是添加Fe、Mo、Mn、Cr、Cu等β穩(wěn)定元素的合金中，出現(xiàn)β斑點(diǎn)的幾率較大。

Mo的熔點(diǎn)較高（2610℃），如果以Mo元素加入，由于Mo顆粒較大，難以完全熔化而沉淀于熔池底部形成Mo偏析。偏析是形成β斑點(diǎn)的潛在因素。

前面已提及Fe、Cr、Mn、Cu均屬于β共析元素，主要溶解于β相，但在β相中不是無限而是有限溶解，如局部區(qū)域含量較多，就有可能形成偏析。另外，F(xiàn)e、Cr、Mn又屬于慢共析元素，特別是Fe是沉淀型慢共析元素。因此，F(xiàn)e在β相中的有限溶解，F(xiàn)e又是沉淀型慢共析元素這兩個(gè)特點(diǎn)，為材料化學(xué)成分不均勻帶來了隱患。

嚴(yán)重的化學(xué)成分不均勻（偏析）是形成β斑點(diǎn)的根本原因。

眾所周知，真空自耗電弧熔煉的特點(diǎn)：邊熔化邊凝固。

鈦合金化學(xué)成分的均勻性取決于：（1）電極中的合金料（海綿鈦，加入的元素或中間合金）的均勻性；（2）熔煉過程中在有限的熔池中的攪拌。如果壓制電極用海綿鈦，加入的元素、合金、中間合金顆粒大小不合適；或布料不均；或因電極壓制時(shí)焊接得不好，在熔化過程中有大塊合金料掉入熔池又來不及熔化和攪拌均勻就凝固了。

從凝固條件來分析，可能產(chǎn)生β斑點(diǎn)的原因：①合金元素的分配率；②凝固速度；③液相移動(dòng)和擴(kuò)散速度等等。其中影響最大的是合金元素的分配率。上述諸多因素都有可能造成化學(xué)成分不均勻而形成偏析。

1980年，美國(guó)《宇航材料手冊(cè)》中提到，F(xiàn)e偏析波動(dòng)0.5%（wt）。β轉(zhuǎn)變溫度相應(yīng)地降低42℃。因此，采用傳統(tǒng)的相變點(diǎn)以下40～50℃常規(guī)鍛造，或者采用相變點(diǎn)以下15℃左右加熱變形的近β鍛造。那么Fe偏析富集的局部區(qū)域，往往容易接近甚至超過β轉(zhuǎn)變溫度而使α相減少，或完全消失。前已提及歐洲鈦生產(chǎn)技術(shù)委員會(huì)的規(guī)定，α相含量少于基體（正常組織）的20%，即定義為β斑點(diǎn)。所以，對(duì)于含有Fe、Mo、Cr等元素可能造成化學(xué)成分不均勻而形成偏析的合金，最好先采用β鍛造，然后再在（α+β）較低溫度鍛造。

道理很簡(jiǎn)單：

在β區(qū)加熱鍛造，提高了溫度，有利于偏析元素的擴(kuò)散。在（α+β）兩相區(qū)偏下部加熱、鍛造，那么即使局部區(qū)域因偏析元素降低了相變點(diǎn)，也不至于接近相變點(diǎn)而使α相大大減少，或完全消失而形成β斑點(diǎn)。鍛造是這樣，對(duì)熱處理也是同樣的道理，對(duì)Ti-1023合金來講，固溶溫度盡可能低一點(diǎn)。

Froes對(duì)β鈦合金的研究指出：如果最后的熱加工和熱處理，在足夠低的溫度下進(jìn)行，將觀察不到或很少有β斑點(diǎn)的存在。我們的研究得到了同樣的結(jié)果。

我們對(duì)Ti-1023合金β斑點(diǎn)的研究，還發(fā)現(xiàn)了一個(gè)十分有趣的事實(shí)：鍛后采用水冷，可明顯減輕β斑點(diǎn)。這個(gè)現(xiàn)象的理論解釋還沒有資料加以論述。我們認(rèn)為：鍛后水冷能保留金屬變形產(chǎn)生的大量晶體缺陷，而這些晶體缺陷在隨后的熱處理過程中，不僅成為形核的場(chǎng)所，而且缺陷所儲(chǔ)存的畸變能為元素?cái)U(kuò)散提供了激活能。

根據(jù)位錯(cuò)理論，晶體發(fā)生形變可使位錯(cuò)密度提高5～6個(gè)數(shù)量級(jí)，而原子沿著位錯(cuò)畸變區(qū)進(jìn)行遷移要比晶內(nèi)容易，可見，水冷儲(chǔ)存的畸變能加速了擴(kuò)散過程的進(jìn)行，使Fe偏析均勻化，從而減輕了β斑點(diǎn)。綜上所述，Ti-1023合金的β斑點(diǎn)不僅與原材料化學(xué)成分不均勻有關(guān)，還與熱加工工藝有關(guān)，而Fe偏析是形成β斑點(diǎn)的根本原因?！籀掳唿c(diǎn)對(duì)性能的影響

β斑點(diǎn)主要影響材料的塑性和低周疲勞性能。

β斑點(diǎn)對(duì)Ti-1023合金拉伸性能的影響最大β斑點(diǎn)面積（Smax，mm2）β斑點(diǎn)占斷裂截面積百分比（PA，%）

σb（MPa）

σ0.2（MPa）

δ（%）

ψ（%）001202118311.048.70.01（=0.21×0.05）0.061210119511.651.30.02（=0.32×0.07）0.12124512209.644.00.07（=0.37×0.19）0.121182116510.046.00.09（=0.48×0.18）1.1125012208.830.00.20（=1.28×0.16）5.7128212436.411.90.21（=1.04×0.20）1.8126912508.026.80.22（=1.07×0.21）3.3122012107.229.50.32（=0.63×0.51）6.1126012115.611.70.58（=0.97×0.60）13.6130212805.611.00.60（=2.73×0.22）3.2122612006.013.2

從上表可以看到：●斷裂面上沒有β斑點(diǎn)（Smax=0）的試樣,ψ值高達(dá)48.7%?！駭嗔衙嫔洗嬖趪?yán)重β斑點(diǎn)（Smax=0.58）的試樣,ψ值僅為11.0%●不僅最大β斑點(diǎn)面積Smax影響塑性，而且β斑點(diǎn)占斷裂截面積百分比PA同樣影響塑性。有的試樣Smax值沒有超過控制標(biāo)準(zhǔn)（0.762×0.762）。但PA很高，例如Smax=1.28×0.16=0.20mm2的試樣，由于斷裂面上β斑點(diǎn)很多，PA=5.7%，其對(duì)應(yīng)的ψ值只有11.9%。

因此，在實(shí)際生產(chǎn)中，除了應(yīng)控制Smax外，還應(yīng)考慮PA值。β斑點(diǎn)對(duì)Ti-1023合金低周疲勞性能的影響最大β斑點(diǎn)面積（Smax，mm2）β斑點(diǎn)占斷裂截面積百分比（PA，%）應(yīng)力（σ，MPa

）低周疲勞壽命（Nf）008001.61×1070.09（=0.43×0.21）0.598002.5×1050.15（=0.50×0.30）10.908006×1040.18（=8.42×0.23）1.308008.1×1057.83（=8.42×0.93）11.998008.8×105斷在夾頭處009007.3×1050.11（=0.57×0.19）1.609002×1050.13（=0.38×0.33）0.549006.1×1050.19（=0.62×0.31）1.729005.4×1050.21（=0.56×0.38）2.759003.5×1053.76（=3.27×1.15）31.229002.3×105

從上表可以看到：●在斷裂面上沒有β斑點(diǎn)（Smax=0）的試樣，Nf=1.61×107；●在斷裂面上存在嚴(yán)重β斑點(diǎn)（Smax=7.83）的試樣，疲勞試樣斷在夾緊部位（夾頭處）；●在斷裂面上存在嚴(yán)重β斑點(diǎn)（PA=31.22）的試樣，Nf僅為2.3×105。

因此，同樣道理β斑點(diǎn)嚴(yán)重的試樣，不管是Smax，或是PA都會(huì)影響低周疲勞壽命。

為什么？●β斑點(diǎn)對(duì)拉伸性能的影響

在β斑區(qū)內(nèi)幾乎沒有初生α相，主要是原始β晶界構(gòu)成輪廓的時(shí)效β基體，如下圖。

前已提及，斑點(diǎn)內(nèi)的顯微硬度值一般高于周圍的正常組織，反映在拉伸性能上強(qiáng)度升高，塑性下降。（σb=1280，ψ=11.9%；σb=1302，ψ=11.0%）

主要原因：※決定這種組織低塑性的主要原因，是原始β晶界和晶界α膜。由于：●β斑區(qū)內(nèi)的晶界α導(dǎo)致存在長(zhǎng)的軟相區(qū)域，在拉伸變形時(shí)，軟相α優(yōu)先變形；●又因時(shí)效β基體強(qiáng)度高，從而大的塑性變形集中在相當(dāng)小的體積之中（晶界α上），在時(shí)效β基體未達(dá)到屈服之前，晶界α已經(jīng)產(chǎn)生較大變形；●因此長(zhǎng)的滑移區(qū)域、高的應(yīng)力集中和局部塑性變形均產(chǎn)生于β斑區(qū)內(nèi)的晶界三角點(diǎn)上。所以，空洞首先在β斑點(diǎn)內(nèi)的晶界上形核、繼而長(zhǎng)大、連接，并沿著晶界擴(kuò)展，見下圖。最后導(dǎo)致晶界斷裂。空洞形核、連接裂紋沿晶界擴(kuò)散斷裂試樣的斷口形貌●β斑點(diǎn)對(duì)低周疲勞壽命的影響※β斑點(diǎn)降低低周疲勞性能●β斑點(diǎn)的存在導(dǎo)致材料組織不均勻性增加，在斑區(qū)內(nèi)原始β晶界與晶界α處易產(chǎn)生局部塑性應(yīng)變集中。

Feltner和Beardmor的研究指出：應(yīng)變?cè)诰Ы绲募型ǔＥc晶粒尺寸成正比，而β斑點(diǎn)正是材料中最大晶粒尺寸的區(qū)域（原始β晶粒），所以應(yīng)變主要集中在β斑點(diǎn)區(qū)內(nèi)原始β晶界上?！裼捎跁r(shí)效β基體的強(qiáng)度高，故滑移在軟相α與時(shí)效β基體的交界面受阻，位錯(cuò)在晶界處塞積，當(dāng)應(yīng)力集中達(dá)到一定程度，晶界發(fā)生開裂，繼而沿晶擴(kuò)展形成晶界斷裂，如下圖?！瘭掳邊^(qū)的多重裂紋形核是導(dǎo)致材料過早斷裂，降低低周疲勞壽命的根本原因。β斑點(diǎn)內(nèi)晶界斷裂照片β斑區(qū)內(nèi)多重裂紋形核照片

回過頭來，介紹鈦與合金元素的相互作用

在元素周期表的位置遠(yuǎn)離Ti的元素有：常用的元素Al（鋁）不常用的元素Ga（鎵）、Ge（鍺）、Ca（鈣）●這類元素的特點(diǎn)：①它們的電子結(jié)構(gòu)，化學(xué)性能與Ti的差別很大。②在固態(tài)會(huì)發(fā)生包晶反應(yīng)，生成一個(gè)或幾個(gè)類型的金屬間化合物。③在α-Ti和β-Ti中均為有限溶解，所以，Al含量一般不大于7%，否則會(huì)出現(xiàn)Ti3Al等金屬間化合物。④Al包括O、C、N在內(nèi)，是提高β轉(zhuǎn)變溫度的，稱為α穩(wěn)定元素。

目前常用的添加元素（有意識(shí)加入的）有三種：Ⅰ類：Al（鋁）Ⅱ類：Sn（錫）、Zr（鋯）Ⅲ類：Mo(鉬)、V(釩)、Co(鈷)、Ni(鎳)、Cr(鉻)、

Mn(錳)、Cu(銅)、Fe(鐵)、W(鎢)、Si(硅)不常用的添加元素有：

Ga(鎵)、Sb(俤)、Nb(鈮)、Ta(鉭)、Bi(鉍)、Ag(銀)、Ir(銥)、Rh(銠)、Hf(鉿)、Ge(鍺)

由于加入元素不同，從而得到了不同類型、不同牌號(hào)的鈦合金。在介紹不同類型合金之前，先簡(jiǎn)單介紹合金的分類：TA7金相照片●按退火后（退火狀態(tài)）得到的基本組織分類：

●

退火后基本組織是α相的，稱為α型鈦合金。

●

退火后的基本組織是α相＋β相，但以α相為主的，稱為近α型合金。BT20照片Ti-679照片●

退火后的基本組織是(α+β)相，稱為(α+β)

型合金（一般稱為兩相合金）。TC11金相照片某合金金相照片●

退火后的基本組織為β相，但有一定α相的稱為近β型合金。●

退火后的基本組織全為β相，稱為β型合金。某合金金相照片Ti-17合金金相照片說明：●講的是基本組織，實(shí)際上，工業(yè)用的鈦合金，即使在退火狀態(tài)下，其組織還存在某些金屬間化合物，如硅化物（顆粒）、Ti3Al等，但在分類時(shí)可以不考慮。●用β加工的方法（β鍛造、β處理）將高溫

β相保留下來得到全β相，也算β合金，稱亞穩(wěn)定的β合金。

那么為什么退火狀態(tài)下會(huì)得到不同類型的合金呢？決定因素是加入的合金元素不同，它們對(duì)鈦的同素異晶轉(zhuǎn)變溫度的影響是不同的。

前面已經(jīng)提到，在Ti中添加元素可分為三類：

Ⅰ類：Al（鋁），雜質(zhì)元素

O、N、C是提高相變點(diǎn)溫度的，稱α穩(wěn)定元素。從右圖可以看到：●Al含量（α穩(wěn)定元素）增加，α相區(qū)擴(kuò)大●Al含量（α穩(wěn)定元素）增加，α

β、(α+β)β轉(zhuǎn)變的溫度提高α穩(wěn)定元素含量％（Al%）βα+βαT℃Ti-Al狀態(tài)圖的部分

意味著加入Al元素，使α相更加穩(wěn)定了，也就是說提高α相的轉(zhuǎn)變溫度。因此，把Al稱為α相的穩(wěn)定元素。除Al以外，還有雜質(zhì)元素O、N、C也是α穩(wěn)定元素

為什么Al、O、N、C是穩(wěn)定α相的元素？原因：●Al在α-Ti中有很大的固溶度，就是說Al主要溶解于α-Ti中，可見Al是固溶強(qiáng)化α-Ti（α相）的。所有Ti合金中，幾乎沒有不加Al元素的，除了Al元素多（海水也可以提取Al元素）、便宜、輕質(zhì)外，最大的原因，它能溶解于α相中，固溶強(qiáng)化α相。除此之外，加入Al使α相更加穩(wěn)定，要使α相向β相轉(zhuǎn)變，必須更高的溫度?！?/p>

Al在β-Ti（β相）中幾乎不溶解，不管加入多少Al（當(dāng)然有限量的，一般不超過7％，否則易形成Ti3Al有序相）都是固溶強(qiáng)化α相的?！耠s質(zhì)元素O、C、N以間隙式的溶解于α-Ti中。

人所共知，一個(gè)元素加入到另一個(gè)為基的元素中（如Al加入Ti中），往往是提高其再結(jié)晶溫度的，為什么？

已經(jīng)知道，α-Ti是密排六方晶體，而Al的加入，使α-Ti的晶格發(fā)生彎扭，從而阻礙了原子再結(jié)晶過程中的定向移動(dòng)，因而延遲了晶粒的聚集長(zhǎng)大過程，那么要實(shí)現(xiàn)和完成再結(jié)晶，必須要更大的能量——提高溫度。所以，Al的加入提高了再結(jié)晶溫度。

可見，再結(jié)晶溫度是與相變溫度有密切關(guān)系的。再結(jié)晶溫度高，合金的熔化溫度就高。眾所周知，決定金屬熱強(qiáng)性的基本因素是熔化溫度。所以，提高金屬熔化溫度意味著提高工作溫度。因此，近α合金是發(fā)展熱強(qiáng)鈦合金的方向。這里，先提個(gè)問題：α型鈦合金（如TA7）鍛造溫度比（α＋β）型高還是低？Ⅱ類：Sn（錫）、Zr（鋯），對(duì)相變溫度影響不大的，

稱中性元素。由圖可知：●Sn、Zr加入量對(duì)αβ、

(α＋β)β影響不大。原因：βα＋βαT℃中性元素含量％

Sn、Zr在α-Ti和β-Ti中均為無限互溶，就是既溶解于α相又溶解于β相。所以，稱為中性元素。Ⅲ類：Mo、V、Co、Ni、Cr、Mn、Fe、Cu、W、

Si等及雜質(zhì)元素H降低相變溫度的，稱β穩(wěn)定元素。βα＋βαⅠt3t4t2t1β穩(wěn)定元素含量％ⅡT(℃)由圖可知：●

β穩(wěn)定元素含量增加，β相區(qū)擴(kuò)大?！瘭路€(wěn)定元素含量增加，αβ、(α+β)β轉(zhuǎn)變溫度降低。意味著β穩(wěn)定元素的加入，使得β相更加穩(wěn)定了。當(dāng)β穩(wěn)定元素達(dá)到一定量，冷卻過程中高溫β相不會(huì)發(fā)生轉(zhuǎn)變，可將其固定到室溫，得到所謂亞穩(wěn)定β型合金（以后再講）。

因此，將上述元素稱為β穩(wěn)定元素。

那么為什么把上述添加元素稱為β穩(wěn)定元素？原因：●

這類元素主要溶解于Ti-β(β相)，從而使β相更加穩(wěn)定?！襁@類元素主要溶解于Ti-β(β相)，主要是強(qiáng)化

β相的。順便提一個(gè)問題，β穩(wěn)定元素含量高的鈦合金，其相變點(diǎn)如何？肯定比較低。由圖可見：在成分Ⅰ的合金，αβ轉(zhuǎn)變的溫度t1,(α+β)β為t2在成分Ⅱ的合金，αβ轉(zhuǎn)變的溫度t3,(α+β)β為t4

t3低于t1，t4低于t2，

可見β穩(wěn)定元素越多，αβ轉(zhuǎn)變溫度越低。講到這里，可以引出一個(gè)新的概念了：鈦合金的分類，除了上面講的由退火后的基本組織而定，還可以由β穩(wěn)定元素含量的多少而定。后者更容易區(qū)別，更容易記住。TA1TA2TA3除了Ti只有雜質(zhì)工業(yè)純鈦TA4(Ti-3Al)TA5(Ti-4Al)TA6(Ti-5Al)TA7(Ti-5Al-2.5Sn)TA8(Ti-5Al-2.5Sn-1.5Zr-3Cu）α型鈦合金●如果合金中沒有β穩(wěn)定元素，或者很少，稱為α型合金。●如果合金中β穩(wěn)定元素含量<2％，稱為近α合金。TC2:Ti-3Al-1.5Mn中國(guó)Ti-1100:Ti-6Al-2.75Sn-4Zr-0.4Mn-0.45Si美國(guó)IMI834:Ti-5.8Al-4Sn-3.5Zr-0.7Nb-0.5Mo-0.35Si英國(guó)IMI685:Ti-6Al-5Zr-0.5Mo-0.25Si英國(guó)Ti-679(IMI679):Ti-2.25Al-11Sn-5Zr-1Mo-0.25Si英國(guó)Ti-55:Ti-5.3Al-4.1Sn-2Zr-1Mo-0.25Si-1Nd(釹-稀土)中國(guó)BT18:Ti-(7.8~8.3)Al-(0.4~0.8)Mo-(7.8~8.5)Zr-(0.8~1.2)Nb

蘇1963年研制

Ti-(7.2~8.2)Al-(0.2~1.0)Mo-(10~12)Zr-(0.7~1.4)Nb

蘇1986年研制BT20:Ti-(5.5~7.5)Al-(0.5~2.0)Mo-(0.8~1.8)V-(1.5~2.5)Zr

蘇1964年研制TA15(BT20):Ti-(5.5~7.0)Al-(0.5~2.0)Mo-(0.8~2.5)V-(1.5-2.5)Zr中國(guó)標(biāo)準(zhǔn)●如果合金中β穩(wěn)定元素含量在2~6％，≯8％，稱為(α+β)型兩相鈦合金。TC4:Ti-6Al-4VTC11:Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3SiTC6:Ti-(4.0~5.2)Al-(1.0~2.0)Mo-(1.5Zr~2.5)Cr蘇1957年研制

Ti-(4.0~6.2)Al-(1.0~2.5)Mo-(1.5Zr~2.5)Cr蘇1958年研制

Ti-(5.2~6.8)Al-(2.0~3.0)Mo-(1.5Zr~2.5)Cr-(0.1~0.7)Fe

蘇1965年研制BT3-1:Ti-(4.5~6.2)Al-(1.0~2.5)Mo-(1.5Zr~2.5)Cr-(0.5~1.5)FeTi6242S:Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.08Si中國(guó)研制●如果合金中β穩(wěn)定元素含量在8~17％，稱為近β型鈦合金（亞穩(wěn)定β鈦合金）。Ti-1023:Ti-10V-2Fe-3AlTi-17:Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Crβ21S:Ti-3Al-15Mo-2.7Nb-0.2SiTi-15-5-3:Ti-15Mo-5Zr-3AlTi-15-3:Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al●如果合金中β穩(wěn)定元素含量在>17％，稱為β型鈦合金（仍然是β鈦合金）。TB1:Ti-11Cr-7.5Mo-3Al中國(guó)TB2:Ti-5V-5Mo-8Cr-3Al中國(guó)Ti-40:Ti-25V-15Cr中國(guó)AlloyC:Ti-35V-15Cr美國(guó)說明：①上面的分類，比較細(xì)了，實(shí)際上粗分為三類：α型、(α+β)型、β型鈦合金。②近α型是α型的發(fā)展，近β型為β型的發(fā)展（但都稱為亞穩(wěn)定β鈦合金）。③成分線Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ、Ⅳ、Ⅴ只是相對(duì)的示意。(α+β)型（TC4、TC6、TC11、Ti6242）αα+ββⅠα型（TA4、TA5、TA6、TA7、TA8）近α型（Ti-55、IMI679、IMI685、IMI834、Ti-1100、BT18、BT20）ⅡⅢⅣⅤ近β型（Ti-1023、Ti-17、β21S）β型（TB1、TB2、Ti-40、

AlloyC）α型(α＋β)型β型T℃β穩(wěn)定元素含量（％）由上圖可以看到：●α型鈦合金相變點(diǎn)很高，幾乎任何溫度下都是單一的α相。因此，要改善工藝塑性，需提高加熱鍛造溫度。TA7就是這樣，只有在相變點(diǎn)附近鍛造，否則很容易鍛裂。原因：密排六方晶體，滑移數(shù)目只有三個(gè)，工藝塑性很差?！窠列外伜辖?/p>

同樣如此，它們是靠α穩(wěn)定元素(Al)、中性元素(Sn、Zr)和少量β穩(wěn)定元素來強(qiáng)化合金。前面已經(jīng)提到，相變點(diǎn)高的合金，其再結(jié)晶溫度也是高的，因?yàn)橐话阒v，再結(jié)晶溫度結(jié)束，相變開始。按照金屬熱強(qiáng)性理論，決定金屬熱強(qiáng)性的基本因素：①熔化溫度；②組織結(jié)構(gòu)；③再結(jié)晶溫度；④相變溫度。以上原因，可見，近α型合金的熱強(qiáng)性很好，是世界各國(guó)發(fā)展高溫鈦合金方向，如600℃使用的Ti-1100合金、IMI834合金均屬于近α型合金?！窠滦外伜辖疬@類合金從圖上看：①相變點(diǎn)很低；②甚至任何溫度都可以把高溫β保留下來。因此，從上個(gè)世紀(jì)80年代開始，特別是美國(guó)主要開發(fā)研制β合金（包括近β合金）。為什么？●軍事需要

50年代的朝鮮戰(zhàn)爭(zhēng)，美國(guó)飛機(jī)在戰(zhàn)場(chǎng)被擊落擊傷近1000架，60年代的越南戰(zhàn)爭(zhēng)，美國(guó)飛機(jī)的損失更加慘重，累計(jì)4000多架。兩次大的戰(zhàn)爭(zhēng)美國(guó)的財(cái)力損失很大，但大大促進(jìn)了美國(guó)鈦工業(yè)和鈦加工技術(shù)的發(fā)展。

之后，再?zèng)]有發(fā)生大的戰(zhàn)爭(zhēng)。一直到80年，美國(guó)直接參與兩伊戰(zhàn)爭(zhēng)結(jié)束后，國(guó)際形勢(shì)相對(duì)緩和了。此時(shí)，美國(guó)開始大大削減軍事工業(yè)的用鈦量，把鈦工業(yè)的發(fā)展重點(diǎn)轉(zhuǎn)向民用飛機(jī)上。兩伊戰(zhàn)爭(zhēng)充分顯示了美國(guó)軍事工業(yè)的強(qiáng)度大、軍事技術(shù)的先進(jìn)性，可是，給美國(guó)帶來的負(fù)面影響，伊拉克報(bào)復(fù)美國(guó)，油價(jià)激烈上漲。因此，飛機(jī)公司比以往任何時(shí)候更著急尋找具有更高強(qiáng)度的鈦合金來提高飛機(jī)的結(jié)構(gòu)效益以減輕飛機(jī)自身重量，節(jié)省油耗。為了石油，導(dǎo)致了2003年3月20日的伊拉克侵略戰(zhàn)爭(zhēng)?！耧w機(jī)設(shè)計(jì)者的需要

隨著微觀力學(xué)和斷裂力學(xué)的發(fā)展，由過去的靜強(qiáng)度設(shè)計(jì)觀點(diǎn)，開始轉(zhuǎn)向損傷容限設(shè)計(jì)的新觀點(diǎn)。

靜強(qiáng)度設(shè)計(jì)，以材料的σb,σ0.2,δ,ψ,ak五大性能指標(biāo)為設(shè)計(jì)依據(jù)。

損傷容限設(shè)計(jì)，以材料的微觀指標(biāo)K1C為設(shè)計(jì)依據(jù)。為什么？原因：

在實(shí)際應(yīng)用中，常常出現(xiàn)一種低應(yīng)力的斷裂事故，即構(gòu)件的工作應(yīng)力低于材料的屈服強(qiáng)度而發(fā)生的脆性斷裂事故。經(jīng)材料和力學(xué)家的分析發(fā)現(xiàn)，構(gòu)件內(nèi)部常常存在一種宏觀尺度裂紋。這種裂紋有可能是鑄造、鍛造、熱處理，甚至機(jī)械加工產(chǎn)生的。因此，這種帶有裂紋的構(gòu)件使用時(shí)的安全性、可靠性和壽命，當(dāng)然不能用σb,σ0.2,δ,ψ,ak來衡量了。而是應(yīng)該用裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展的抵抗能力來評(píng)價(jià)。如果材料的裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展抵抗能力越好，那么使用越安全，或者說，即使構(gòu)件中存在裂紋，照樣可以使用而且不會(huì)造成斷裂或者很快就斷裂。把這個(gè)能力叫做斷裂韌性，材料上稱K1C。

講到這里再引出一個(gè)概念——斷裂壽命材料的壽命由兩部分組成

f總=f形核＋f擴(kuò)展

f形核壽命與材料的塑性有關(guān)系。塑性好，材料不易形核（不易產(chǎn)生裂紋源），也就是說推遲形核，所以f形核長(zhǎng)。

f擴(kuò)展壽命與K1C有關(guān)系。當(dāng)材料內(nèi)部出現(xiàn)裂紋，再也不能靠塑性來抵抗裂紋發(fā)展，而是取決于K1C微觀強(qiáng)度指標(biāo)。

再引伸一步——da/dN裂紋擴(kuò)展速率概念如果da/dN越小，即裂紋擴(kuò)展（發(fā)展）速率越低，表示裂紋擴(kuò)展得越慢，那么K1C越高。可見，K1C是表征材料或構(gòu)件的壽命的微觀強(qiáng)度指標(biāo)。

20世紀(jì)80年代的飛機(jī)設(shè)計(jì)者，已經(jīng)考慮到提高飛機(jī)構(gòu)件的結(jié)構(gòu)效益和構(gòu)件的壽命了。而β鈦合金正好可滿足這一點(diǎn)?？梢栽诟叩膹?qiáng)度水平上比(α＋β)兩相鈦合金具有更好的斷裂韌性?！窠档惋w機(jī)構(gòu)件制造成本的需要①添加的β穩(wěn)定元素含量很高，因此

⑴淬透性最好，可制造更大截面的飛機(jī)結(jié)構(gòu)件。

⑵體心立方晶體的塑性極好、變形抗力小、成形性能好。

⑶可以加工成薄材和箔材。

⑷保留高溫β相，可通過熱處理時(shí)效強(qiáng)化，獲得更好的強(qiáng)度與K1C的最佳匹配。②相變點(diǎn)低

⑴適用于等溫鍛造，模具工作溫度低，可降低生產(chǎn)成本。

⑵相變點(diǎn)、鍛造加熱溫度低，節(jié)省動(dòng)力消耗。二、鈦合金鍛造1、鈦合金的組織類型(1)等軸組織BT20(葉片)TC11合金某合金等軸組織復(fù)型照片Ti-17合金Ti-1023合金●表達(dá)式：

(α+β)組織，白色顆粒α等，交錯(cuò)分布的細(xì)條領(lǐng)域β轉(zhuǎn)（又稱轉(zhuǎn)變?chǔ)禄w）或(α等+β轉(zhuǎn))

或(α等初+β轉(zhuǎn))β轉(zhuǎn)基體中的細(xì)條魏氏α(α魏)，細(xì)條之間黑色底為殘余β(β殘)。所以，β轉(zhuǎn)(α魏+β殘)因此，等軸組織＝(α等+α魏+β殘)●特征：●

α等軸≈40％以上，甚至70～80％●等軸α，可能是球形的，又可能是橢圓、橄欖形、棒錘形、長(zhǎng)條形。(2)雙態(tài)組織TC11BT20●表達(dá)式：

(α+β)組織，可以與等軸組織完全一樣的表示?！裉卣鳎旱容Sα<40%，鍛后空冷，因之，轉(zhuǎn)變?chǔ)禄w中的α平直成束。Ti-17(3)三態(tài)組織TC11水冷TC11水冷大變形Ti-679●表達(dá)式：(α等+α條+β轉(zhuǎn))組織●特征：

α等≈10～20％，α條≈60～70％，且混亂交織

Ti-17(4)網(wǎng)籃組織β鍛空冷β鍛空冷，晶界破碎β鍛后水冷β鍛空冷，斷續(xù)的晶界β鍛水冷●表達(dá)式：(α等+β轉(zhuǎn)