鈦及鈦合金 金相圖譜(1)
α型鈦合金中又分為全α合金及近α合金;工業(yè)純鈦屬于α合金，此外一般α合金含有6%左右的Al和少量中性元素，退火后幾乎全部是α相，典型合金包括TA1~TA7合金等；近α合金中除含有從和少量中性元素外，還有少量（不超過4%）的α穩(wěn)定元素，如TA16、TA17合金等。
按照國家標準GB/T3602.1-2007的規(guī)定，工業(yè)純鈦按雜質(zhì)元素含量分為TA1、TA1ELI、TA1-1、TA2等9個牌號，相變點900℃。工業(yè)純鈦主要應(yīng)用于要求高塑性、適當?shù)膹姸取⒘己玫哪臀g性以及可焊性的場合。它們的冷熱加工性能好、可生產(chǎn)各種規(guī)格的板材、棒材、型材、帶材、管材和箔材。一般在退火狀態(tài)交貨使用。國家標準GB/T3621-2007所規(guī)定的純鈦板材的力學性能如表1-1所示。TA1、TA2 和TA3的顯微組如圖1-1~圖1-5所示。
表1-1 純鈦板材力學性能（GB/T3621-2007）
圖1-1 TA1板材650℃/1h退火態(tài)組織：等軸α+少量晶間β（暗）
圖1-2 TA3板材800℃/1h退火態(tài)組織：等軸α+含有針狀α的轉(zhuǎn)變β
圖1-3 TA2 大規(guī)格棒材600℃/1h退火態(tài)組織：等軸α
圖1-4 TA2 精鍛棒材600℃/1h退火態(tài)組織：等軸α
圖1-5 TA3板材450℃/1h退火不完全再結(jié)晶組織：少量等軸α+拉長條狀α
TA16合金的名義成分為Ti-2Al-2.5Zr（俄羅斯牌號nT-7M），是前蘇聯(lián)研制的一種近α型鈦合金，相變點940℃。該合金冷加工工藝及焊接性能良好，在艦船動力系統(tǒng)及航空管路系統(tǒng)廣泛應(yīng)用。表1-2列出了TA16合金絲材退火狀態(tài)下的力學性能。TA16合金顯微組織如圖1-6~圖1-14所示。
表1-2 TA16合金Φ4mm絲材經(jīng)700℃/1h退火后的拉伸性能
圖1-6~圖1-11為TA16合金經(jīng)熱拉拔加工直徑為4mm的絲材，經(jīng)不同溫度退火后的金相組織及不同變形量的加工態(tài)組織，圖1-12~圖1-14為TA16合金板材經(jīng)過加氫處理后的微觀組織。
圖1-6 TA16合金絲材加工態(tài)組織α相被拉長
圖1-7 TA16合金絲材700℃，1h退火α等軸組織及少量晶間β（暗）
圖1-8 TA16合金絲材900℃，1h退火α等軸組織及少量晶間β（暗）
圖1-9 TA16合金絲材加工變形組織（600℃，總應(yīng)變5%），α相被拉長
圖1-10 TA16合金絲材加工變形組織（600℃，總應(yīng)變30%），α相被拉長
圖1-11 TA16合金絲材加工變形組織（800℃，總應(yīng)變30%），
具有動態(tài)回復(fù)的特性
圖1-12 TA16合金板材經(jīng)600℃加氫處理，氫含量570×10-6，
黑色點狀物為TiH，樣品經(jīng)拉伸過程產(chǎn)生脆性裂紋
圖1-13 TA16合金板材經(jīng)600℃加氫處理，氫含量990×10-6，
黑色點狀物為TiH，樣品經(jīng)拉伸過程產(chǎn)生脆性裂紋
圖1-14 TA16合金板材焊縫處經(jīng)600℃加氫處理，氫含量990×10-6，
黑色點狀物為TiH，樣品經(jīng)拉伸過程產(chǎn)生脆性裂紋
合金特性及應(yīng)用簡介：TA7合金的名義成分為Ti5Al2.5Sn，相變點1040~1090℃，TA7ELI合金相變點1010℃。在退火狀態(tài)下具有中等強度和足夠的塑性，焊接性能良好。低間隙元素含量的TA7ELI合金，在超低溫(-253℃)條件下仍具有良好的韌性和綜合性能，是優(yōu)良的超低溫用鈦合金，表1-3給出了其室溫力學性能，TA7合金常見微觀組織如圖1-15~圖1-18所示。
表1-3 TA7合金室溫力學性能
圖1-15 TA7合金兩相區(qū)加工后的退火組織，白色拉長的組織為初生α相
圖1-16 TA7合金α相區(qū)加工后的退火組織，白色α片具有彎曲變形的特征
圖1-17 TA7合金β相區(qū)（1170℃/30’空冷）固溶處理，晶間β+全片層β轉(zhuǎn)變組織
圖1-18 TA7合金α相區(qū)1170℃/30’水淬處理，快冷形成的馬氏體
Ti811合金是美國20世紀50年代研制的鈦合金，可在450℃條件下長期使用。其名義成分是Ti8Al1Mo1V（中國牌號為TA11）。其相變點1040℃。該合金適于作為航空發(fā)動機壓氣機葉片材料，TA11合金的力學性能如表1-4所示，TA11合金常見的微觀組織如圖1-19~圖1-30所示。
表1-4 TA11合金力學性能
圖1-19 Ti811合金經(jīng)兩相區(qū)加工并退火后形成的等軸組織：
等軸α（白色）+少量晶間β（暗色）
圖1-20 Ti811合金在兩相區(qū)加工并1000℃退火形成的雙態(tài)組織：
在轉(zhuǎn)變的β基體（暗色）上含有細針狀α，及等軸初生α晶粒（亮）
圖1-21 Ti811合金終鍛溫度在相變點以上形成的網(wǎng)籃組織：
針狀α和β基體所構(gòu)成的全β轉(zhuǎn)變組織
圖1-22 Ti811合金板材經(jīng)760℃/8h爐冷+790℃/20’空冷處理，
α基體上分布著少量晶間β（暗色）
圖1-23 Ti811合金經(jīng)1010℃/1h油淬+590℃/20’空冷處理所形成的雙態(tài)組織
圖1-24 Ti811合金經(jīng)1010℃/1h油淬+590℃/20’空冷處理所形成的雙態(tài)組織
圖1-25 Ti811合金經(jīng)1100℃/1h空冷處理所形成的針狀完全β轉(zhuǎn)變組織
圖1-26 Ti811合金棒經(jīng)兩相區(qū)精鍛加工態(tài)組織：拉長的條狀α組織
圖1-27 Ti811合金棒經(jīng)910℃/1h空冷+580℃/16h空冷處理形成的等軸組織
圖1-28 Ti811合金棒980℃/1h空冷+580℃/8h空冷：等軸α及少量β轉(zhuǎn)變組織
圖1-29 Ti811合金棒1010℃/1h空冷+580℃/8h空冷：等軸α及少量β轉(zhuǎn)變組織
圖1-30 Ti811合金板材加熱至1010℃，表面白色α層是由于氧滲入而形成氧穩(wěn)定的α層，其余為全片層β轉(zhuǎn)變組織
Ti-600合金（Ti-Al-Mo-Sn-Zr-Si-Y系，相變點1010℃）是西北有色金屬研究院研制的一種新型近α高溫鈦合金，該合金是在美國Ti1100合金的基礎(chǔ)上，通過添加少量稀土元素改進而成，具有較好的綜合性能，尤其是蠕變性能非常優(yōu)異，可在600~650℃下長期使用。Ti600合金典型性能見表1-5~表1-8，Ti600合金常見微觀組織如圖1-31~圖1-42所示。
表1-5 Ti600合金室溫高溫力學性能（Φ18mm棒）
表1-6 Ti-600合金蠕變性能（Φ18mm棒）
表1-7 Ti-600合金熱穩(wěn)定性能
表1-8 Ti-600合金的電子束焊接性能
圖1-31 Ti600合金兩相區(qū)軋制加工變形組織（橫向）：拉長的α+晶間β
圖1-32 Ti600合金等軸組織（兩相區(qū)固溶）：等軸初生α+片層β轉(zhuǎn)變組織
圖1-33 Ti600合金兩相區(qū)固溶處理，雙態(tài)組織：等軸α+片狀β轉(zhuǎn)變組織
注：等軸亮塊為初生α；次生α與殘余β（暗）所組成的條束是β轉(zhuǎn)變組織
圖1-34 Ti600合金β相區(qū)固溶空冷：全片層β轉(zhuǎn)變組織
圖1-35 Ti600合金β相區(qū)固溶空冷：全片層β轉(zhuǎn)變組織
圖1-36 Ti600合金β相區(qū)固溶空冷：全片層β轉(zhuǎn)變組織（晶間β沿原始β晶界分布）
圖1-37 Ti600合金β相區(qū)處理（1060℃/1h油淬）：
全片層β轉(zhuǎn)變組織（晶間β沿原始β晶界分布）
圖1-38 Ti600合金β相區(qū)處理（1060℃/1h水淬）：
全片層β轉(zhuǎn)變組織（由于冷速快，抑制了晶間β的生成）
圖1-39 Ti600合金（1060℃/1h爐冷）β相區(qū)緩慢冷卻形成的粗大片層β轉(zhuǎn)變組織
圖1-40 Ti600合金厚板電子束焊縫低倍組織（錐形熔池線清晰可見）
圖1-41 Ti600合金板材電子束焊后組織形貌
（焊后1020℃/1h空冷+650℃/8h）細針狀β轉(zhuǎn)變組織
圖1-42 Ti600合金板材電子束焊焊縫過渡區(qū)組織：細針狀β轉(zhuǎn)變組織
合金特性及應(yīng)用簡介：CT20合金是西北有色金屬研究院自主研發(fā)的一種Ti-Al-Mo-Zr系近α型中強鈦合金，適于在超低溫(20K)環(huán)境下使用。該合金可制備成棒材、板材、管材及焊絲，簡單退火狀態(tài)下室溫強度大于600MPa，伸長率大于20%；20K溫度下強度大于1100MPa，伸長率大于10%，合金具有優(yōu)異的焊接性能，焊接系數(shù)大于0.9。
CT20合金具有優(yōu)異的加工及冷、熱成型性能，可采用常規(guī)鍛造、擠壓、熱軋及冷軋加工處理，退火態(tài)(800℃/1h)管材可進行冷彎成型。表1-9列出了CT20合金的物理性能。圖1-43~圖1-49為CT20合金常見的微觀組織。
表1-9 CT20合金的物理性能
圖1-43 CT20合金β相區(qū)加工組織：網(wǎng)籃組織
圖1-44 CT20合金兩相區(qū)固溶處理組織：雙態(tài)組織α等軸初生α+片層β轉(zhuǎn)變組織
注：等軸亮塊為初生α；次生α與殘余β（暗）所組成的條束是β轉(zhuǎn)變組織
圖1-45 CT20合金退火態(tài)組織：等軸α（亮）+少量β（暗）
圖1-46 CT20合金焊縫中心區(qū)組織：全片層β轉(zhuǎn)變組織
圖1-47 CT20合金焊縫邊沿區(qū)組織：全片層β轉(zhuǎn)變組織
圖1-48 CT20合金焊縫過渡區(qū)：焊縫片層組織向基體等軸組織過渡
圖1-49 CT20合金不完全再結(jié)晶組織：拉長的α（亮）及β（暗）
Ti230合金名義成分為Ti2.5Cu，是英國研制的一種近α鈦合金(中國牌號TA13)。合金相變點895℃。其特點是具有較好的冷、熱加工工藝性能，該合金用于英國“斯貝”航空發(fā)動機上，我國20世紀70年代引進該型號，并仿制了Ti230合金。表1-10給出了TA13合金板材力學性能，Ti230常見微觀組織如圖1-50~圖1-61所示。
表1-10 GB/T3621-2007規(guī)定的TA13合金板材性能
圖1-50 Ti230合金1.2mm冷軋板（變形量42.5%）退火態(tài)790℃/30’空冷
顯微組織：等軸α相內(nèi)部分布著Ti2Cu粒子；浸蝕劑HF：HNO3：甘油=1：5：6
圖1-51 Ti230合金熱軋板材退火態(tài)790℃/30’空冷；
顯微組織：等軸α相內(nèi)部分布著Ti2Cu粒子；浸蝕劑HF：HNO3：甘油=1：5：6
圖1-52 Ti230合金Φ90mm精鍛棒退火態(tài)790℃/1h空冷
顯微組織：等軸α相內(nèi)部分布著Ti2Cu粒子；浸蝕劑乳酸：硝酸：氫氟酸=1：5：6
圖1-53 Ti230合金Φ23mm擠壓棒，退火態(tài)790℃/1h空冷；
顯微組織：等軸α相內(nèi)部分布著Ti2Cu粒子；浸蝕劑HF：HNO3：甘油=1：5：6
圖1-54 Ti230合金Φ20mm軋棒時效態(tài)805℃/1h空冷+400℃/24h，空冷+475℃/8h空冷
顯微組織：等軸α相內(nèi)部分布著Ti2Cu粒子；浸蝕劑HF：HNO3：甘油=1：5：6
圖1-55 Ti230合金1.2mm冷軋板805℃/30’空冷+400℃/24h，空冷+475℃/8h空冷；
顯微組織：等軸α相內(nèi)部分布著Ti2Cu粒子；浸蝕劑以乳酸為主
圖1-56 Ti230合金1.2mm冷軋板退火態(tài)790℃/30min空冷；
顯微組織：等軸α相內(nèi)部分布著Ti2Cu粒子；浸蝕劑以乳酸為主
圖1-57 Ti230合金Φ90mm精鍛棒退火態(tài)790℃/1h空冷
顯微組織：等軸α相內(nèi)部分布著Ti2Cu粒子；浸蝕劑以乳酸為主
圖1-58 Ti230合金790℃退火態(tài)板材790℃/30min空冷；透射電鏡像
顯微組織：α晶界上的(α+Ti2Cu)共析區(qū)及晶界上的析出物
圖1-59 Ti230合金790℃退火態(tài)板材790℃/30min空冷；透射電鏡像
顯微組織：晶界上的(α+Ti2Cu)共析區(qū)及晶界上的析出物
圖1-60 Ti230合金退火態(tài)板材拉伸變形至σ0.2處，透射電鏡像
顯微組織：位錯與Ti2Cu粒子（黑色）
圖1-61 合金板材時效態(tài)805℃/30min空冷+400℃/24h空冷+475℃/8h空冷
顯微組織：時效析出物，透射電鏡像
Ti57合金由西北有色金屬研究院研制（國標牌號TA24），名義成分Ti3Al2Mo2Zr，屬近α鈦合金，合金相變點920~940℃。該合金具有中等強度及良好的冷、熱加工工藝性能，可焊性優(yōu)良。可制成板、棒、管、餅、環(huán)、絲等各種形式的半成品。Ti75合金在艦船、石油、化工、機械、生物工程等領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用前景。與TA5鈦合金相比，在保證良好的綜合性能前提下，強度高出50MPa，沖擊韌度和斷裂韌度是TA5的1.4倍和1.2倍，K1c為TA5的2倍，并且具有比TA5合金優(yōu)異的冷、熱加工性、低的雜質(zhì)敏感性，在60℃海水中腐蝕速率不超過0.001mm/a，無局部腐蝕和縫隙腐蝕。表1-11給出了Ti75典型的力學性能，Ti75常見的微觀組織如圖1-62~圖1-66。
表1-11 Ti75合金板、棒、管材的室溫力學性能（退火狀態(tài)）
圖1-62 Ti75合金900℃軋制板材，加工態(tài)變形組織；彎曲的α片（亮）及β（暗）
圖1-63 Ti75合金900℃軋制板材，經(jīng)750℃/1h空冷退火，發(fā)生了部分再結(jié)晶，
形成等軸球化的初生α（亮），其余仍是條狀加工態(tài)組織
圖1-64 Ti75合金900℃軋制板材，經(jīng)850℃/1h空冷退火，
完全再結(jié)晶組織：等軸初生α（亮）及β轉(zhuǎn)變組織（暗）
圖1-65 Ti75合金900℃軋制板材，經(jīng)900℃/1h空冷退火，形成雙態(tài)組織：
與850℃/1h空冷退火相比等軸初生α（亮）粗化，且比例減少，β轉(zhuǎn)變組織（暗）比例增加
圖1-66 Ti75合金900℃軋制板材，經(jīng)970℃/1h
空冷處理（超過相變點）：全片層β轉(zhuǎn)變組織
BT20合金是前蘇聯(lián)研制的鈦合金（中國牌號TA15）。名義成分為Ti6Al2Zr1Mo1V，是一種近α鈦合金，合金相變點990~1020℃。其性能與Ti6Al4V合金相當，可制成板、棒、餅、環(huán)等半成品，多用于航空構(gòu)件。表1-12給出了BT20合金典型的力學性能，BT20合金常見的微觀組織如圖1-67~圖1-77所示。
表1-12 Φ150mm規(guī)格BT20鍛棒室、高溫力學性能
圖1-67 BT20合金Φ150mm規(guī)格棒材，兩相區(qū)加工后退火組織（縱向）：
初生α（亮）+β轉(zhuǎn)變組織（暗）
圖1-68 BT20合金Φ150mm規(guī)格棒材，兩相區(qū)加工后退火組織（橫向）：
初生α（亮）+β轉(zhuǎn)變組織（暗）
圖1-69 BT20合金原始鑄態(tài)組織：平直原始β晶界及片層β轉(zhuǎn)變組織
圖1-70 BT20鑄態(tài)經(jīng)熱壓縮，變形條件(700℃，ε=0.05/s，ε=47%)
加工流線（暗）及被切變所破碎的片層組織（右下角處）
圖1-71 BT20鑄態(tài)經(jīng)熱壓縮，變形條件(800℃，ε=50/s)，
高速變形所產(chǎn)生的晶間開裂
圖1-72 BT20鑄態(tài)經(jīng)熱壓縮，變形條件(800℃，ε=0.05/s)，并經(jīng)800℃/1h退火
片層狀β轉(zhuǎn)變組織經(jīng)變形后彎曲，部分區(qū)域產(chǎn)生了再結(jié)晶
圖1-73 BT20鑄態(tài)經(jīng)熱壓縮，變形條件(900℃，ε=0.05/s，ε=88.3%)，
并經(jīng)800℃/1h退火初生α（亮）+β轉(zhuǎn)變組織（暗）
圖1-74 BT20鑄態(tài)經(jīng)熱壓縮，變形條件(900℃，ε=0.005/s，ε=80%)，
并經(jīng)800℃/1h退火初生α（亮）+β轉(zhuǎn)變組織（暗）
圖1-75 BT20鑄態(tài)經(jīng)熱壓縮，變形條件(900℃，ε=50/s，ε=80%)，
鑄態(tài)片層組織經(jīng)變形彎曲后的形貌
圖1-76 BT20鑄態(tài)經(jīng)熱壓縮，變形條件(1000℃，ε=50/s，ε=80%)，
高溫變形并快冷后形成的針狀組織
圖1-77 BT20鑄態(tài)經(jīng)熱壓縮，變形條件(1100℃，ε=50/s，ε=80%)，
高溫變形并快冷后形成的針狀組織
TP605是一種TiC顆粒增強鈦基復(fù)合材料，鈦合金基體相變點1070℃。該合金由西北有色金屬研究院開發(fā)研制，其特點是TiC顆粒界面穩(wěn)定、易加工、低成本、具有耐熱、耐蝕、耐磨等良好的性能，可在650℃條件下長期使用。其典型性能如表1-13所示，常見微觀組織如圖1-78~圖1-83所示。
表1-13 TP650顆粒增強復(fù)合材料性能及與基材的對比
圖1-78 TP650合金等軸組織（1000℃/1h空冷+700℃/2h空冷）：
α基體上分布著少量晶間β（暗）
圖1-79 TP650合金等軸組織（1020℃/1h空冷+700℃/2h空冷）：
等軸α+TiC粒子（淺灰色）+晶間β
圖1-80 TP650合金等軸組織（1030℃/1h空冷）：
初生α（亮）+片層β轉(zhuǎn)變組織（暗）
圖1-81 TP650合金雙態(tài)組織（1050℃/1h空冷+700℃/2h空冷）：
初生α（亮）+TiC粒子（淺灰色）+片層β轉(zhuǎn)變組織（暗）
圖1-82 TP650合金網(wǎng)籃組織（加工溫度高于相變點）：
TiC粒子（亮）+片層β轉(zhuǎn)變組織
圖1-83 TP650合金雙態(tài)組織掃描電鏡照片，等軸初生α（暗），
TiC顆粒（邊沿亮中心暗），片層β轉(zhuǎn)變組織（亮條與暗條相間）
Ti3Al2.5V合金屬近α鈦合金（中國牌號TA18）。該合金由美國研制，是一種介于純鈦和Ti6Al4V合金之間的中等強度鈦合金。其特點是冷加工性大大優(yōu)于Ti6Al4V合金，適于冷軋加工成管材、薄板、等產(chǎn)品。其相變點為935℃。合金力學性能如表1-14所示，顯微組織如圖1-84~圖1-89所示。
表1-14 Ti3Al2.5V合金管材力學性能（730℃/1h空冷）
圖1-84 Ti3Al2.5V合金經(jīng)950℃/30min水淬處理，
完全β轉(zhuǎn)變組織，晶內(nèi)有粗大α片（亮）
圖1-85 Ti3Al2.5V合金經(jīng)920℃/30min水淬處理，
等軸初生α（亮）+片層β轉(zhuǎn)變組織（暗）
圖1-86 Ti3Al2.5V合金經(jīng)900℃/30min水淬處理，
等軸初生α（亮）+片層β轉(zhuǎn)變組織（暗）
圖1-87 Ti3Al2.5V合金經(jīng)800℃/30min水淬處理，
不完全再結(jié)晶組織，等軸α+晶間β
圖1-88 Ti3Al2.5V合金冷軋管材經(jīng)700℃/60min
真空退火處理（縱向），拉長α+晶間β
圖1-89 Ti3Al2.5V合金冷軋管材經(jīng)800℃/60min真空退火處理（縱向），
等軸α+晶間β+退火孿晶
Motor4合金(Ti6A14V)是國內(nèi)外使用最廣泛鈦合金牌號，具有良好的綜合性能，相變點980~1010℃，可加工制備成板材、棒材、環(huán)材、絲材及鍛件等品種。其力學性能與物理性能分別列于表2-1和表2-2，常見微觀組織見圖2-1~圖2-8。
表2-1 Motor4合金力學性能(GB/T2965-2007)
表2-2 Motor4合金物理性能
圖2-1 Motor4鈦合金800℃退火等軸組織：白色等軸α+灰色晶間β
圖2-2 Motor4合金雙態(tài)組織：等軸初生α+片層β轉(zhuǎn)變組織
圖2-3 Motor4合金β相區(qū)鍛造組織：原始β晶界被破碎形成網(wǎng)籃組織
圖2-4 Motor4合金相變點以上固溶處理：晶間α+全片層β轉(zhuǎn)變組織
圖2-5 Motor4合金β區(qū)爐冷退火所形成的粗片層β轉(zhuǎn)變組織
圖2-6 Motor4合金β區(qū)加熱后空冷：細片層β轉(zhuǎn)變組織
圖2-7 Motor4合金中的硬α缺陷(TiN)
圖2-8 Motor4合金中的高密度缺陷（WC）
Motor21合金是一種高強高韌鈦合金，由西北有色金屬研究院研制，于2007年列入國家標準(GB/T3620.1-2007)，其名義成分為Ti6Al2Mo1.5Cr2Zr2Sn2Nb，相變點為960℃左右。該合金與美國Ti-62222s合金性能相當，適用于大型航空構(gòu)件。其典型性能如表2-3所示。圖2-9~圖2-14為Motor21合金常見的微觀組織。
表2-3 Motor21合金大規(guī)格棒材力學性能
圖2-9 Motor21合金兩相區(qū)鍛造加工態(tài)組織：經(jīng)破碎的片層組織
圖2-10 Motor21合金兩相區(qū)退火雙態(tài)組織：白色初生α+灰色β轉(zhuǎn)變組織
圖2-11 Motor21合金雙態(tài)組織：白色初生α+灰色β轉(zhuǎn)變組織
圖2-12 Motor21合金雙態(tài)組織：白色等軸初生α+灰色β轉(zhuǎn)變組織
圖2-13 Motor21合金經(jīng)β區(qū)不充分變形加工形成的未破碎片層組織
圖2-14 Motor21合金退火爐冷組織：白色等軸α組織+晶間β
Motor11合金是俄羅斯BT9合金的中國牌號。其名義成分為Ti6.5Al3.5Mo1.5Zr0.3Si，是一種α+β兩相鈦合金，合金相變點990~1010℃。其特點是具有較好的高溫力學性能和熱穩(wěn)定性，可在500℃下長期使用。該合金主要以棒材和餅材供貨，適于作為航空發(fā)動機壓氣機盤和葉片材料。Motor11合金典型力學性能如表2-4所示，常見的微觀組織如圖2-15~圖2-16所示。
表2-4 Motor11合金餅材力學性能（狀態(tài)為965℃/1h，AC+530℃/6h，AC）
圖2-15 Motor11合金兩相區(qū)鍛造組織：等軸及條狀α+片狀β轉(zhuǎn)變組織
圖2-16 Motor11合金雙態(tài)組織（965℃/1h空冷+530℃/6h空冷）：
等軸α+片狀β轉(zhuǎn)變組織
BT22合金是俄羅斯研制的高強鈦合金（中國牌號Motor18合金）。其名義成分為Ti5Al5Mo5V1Cr1Fe是一種α+β兩相鈦合金，合金相變點850~870℃。其特點是強度高，并具有較高的淬透性，適于作為大型厚截面航空構(gòu)件。表2-5為BT22合金典型力學性能，其常見的微觀組織如圖2-17~圖2-19所示。
表2-5 Motor18合金棒材力學性能
圖2-17 Motor18合金兩相區(qū)鍛造組織：等軸及條狀α（亮）+片狀β轉(zhuǎn)變組織（暗）
圖2-18 Motor18合金雙重退火組織：初生α（亮）+β轉(zhuǎn)變組織（暗）
圖2-19 Motor18合金固溶+時效組織：初生α（亮）+β轉(zhuǎn)變組織及次生β（暗）
BT16合金是前蘇聯(lián)研制的一種鈦合金(中國牌號Motor16)。其名義成分為Ti3Al5Mo4.5V，是一種α+β兩相鈦合金，合金相變點840~880℃。其特點是具有較好的冷、熱加工工藝性能，可采用冷、熱鐓制方法制造緊固件，產(chǎn)品形式以棒、絲材為主。表2-6給出了BT16鈦合金力學性能，常見的微觀組織如圖2-20~圖2-31所示。
表3-6 俄羅斯OCT1-90202-75標準規(guī)定的BT16合金棒材力學性能
圖2-20 BT16合金兩相區(qū)軋制棒材經(jīng)780℃/1h空冷退火組織：
初生α（亮）+β轉(zhuǎn)變組織（暗）
圖2-21 BT16合金兩相區(qū)軋制棒材經(jīng)800℃/1h空冷退火組織：
初生α（亮）+β轉(zhuǎn)變組織（暗）
圖2-22 BT16合金兩相區(qū)軋制棒材經(jīng)850℃/1h空冷退火組織：
初生α（亮）+β轉(zhuǎn)變組織（暗）
圖2-23 BT16合金軋制棒材經(jīng)900℃/1h水淬：
全片層β轉(zhuǎn)變組織（含有針狀馬氏體）
圖2-24 BT16合金軋制棒材經(jīng)900℃/1h空冷：冷卻速度慢所形成的粗片層組織
圖2-25 BT16合金軋制棒材經(jīng)900℃/1h爐冷：冷卻速度慢所形成的粗片層組織
圖2-26 BT16合金經(jīng)600℃/5min空冷+780℃/1h爐冷至550℃空冷：
初生α（亮）+晶間β及次生α（暗）
圖2-27 BT16合金經(jīng)800℃/5min空冷+780℃/1h爐冷至550℃空冷：
初生α（亮）+晶間β及次生α（暗）
圖2-28 BT16合金經(jīng)750℃加工ε=60%，780℃/1h爐冷至550℃空冷：
初生α（亮）+晶間β及次生α（暗）
圖2-29 BT16合金經(jīng)900℃加工ε=60%，780℃/1h爐冷至550℃空冷：
條狀初生α（亮）+晶間β及次生α（暗）
圖2-30 BT16合金經(jīng)900℃加工ε=60%，900℃/1h水淬+560℃/10h空冷：
片層β轉(zhuǎn)變組織及次生α
圖2-31 BT16合金經(jīng)850℃加工ε=60%，900℃/1h水淬+560℃/10h空冷：
片層β轉(zhuǎn)變組織及次生α
BT25合金是前蘇聯(lián)研制的一種高溫鈦合金（中國牌號Motor25）。其名義成分為Ti6.5Al2MolZr1Sn1W0.2Si，是一種α+β兩相鈦合金，合金相變點990~1020℃。其特點是具有較好的高溫力學性能和熱穩(wěn)定性，可在500℃~550℃下長期使用。該合金主要以棒材和餅材供貨，適于作為航空發(fā)動機壓氣機盤和葉片材料。表2-7給出了BT25合金典型熱處理力學性能，圖2-32為該合金典型的微觀組織。
表2-7 BT25合金Φ35mm棒材力學性能（熱處理960℃/1h空冷+550℃/6h空冷）
圖2-32 BT25合金雙態(tài)組織：等軸初生α（亮）+β轉(zhuǎn)變組織（暗）
（熱處理制度：960℃/1h空冷+550℃/6h空冷）
Ti8LC(Ti-Al-Fe-Mo)是西北有色金屬研究院研制的一種低成本鈦合金。通過合金設(shè)計、添加低成本合金元素如Fe替代V等昂貴元素，以期降低合金的原料成本。其典型性能如表2-8所示。合金相變點980~990℃。圖2-33~圖2-41為Ti8LC合金常見的微觀組織。
表2-8 Ti8LC合金典型力學性能
圖2-33 Ti8LC合金雙態(tài)組織：等軸初生α+片層β轉(zhuǎn)變組織
圖2-34 Ti8LC合金退火態(tài)組織：α等軸組織+少量晶間β
圖2-35 Ti8LC合金雙態(tài)組織：等軸初生α+片層β轉(zhuǎn)變組織
圖2-36 Ti8LC合金α區(qū)變形30%的形貌：彎曲片層β轉(zhuǎn)變組織
圖2-37 Ti8LC合金980℃水淬組織：原始β晶界+β轉(zhuǎn)變組織（含針狀馬氏體）
圖2-38 Ti8LC合金1000℃水淬組織：原始β晶界+β轉(zhuǎn)變組織（含針狀馬氏體）
圖2-39 Ti8LC合金焊縫低倍外觀（手工氬弧焊）
圖2-40 Ti8LC合金焊縫處組織：快速冷卻所形成的針狀馬氏體
圖2-41 Ti8LC合金焊接熱影響區(qū)組織：全片層β轉(zhuǎn)變組織
SPZ合金是西北有色金屬研究院開發(fā)的超塑成形鈦合金，屬于Ti-Al-V-Mo-Fe-Zr系，與SP-700相似，相變點為850~860℃。該合金在720~800℃之間具有超塑性;比Ti-6Al-4V的低100℃以上，在740~800℃、應(yīng)變速率為1.11×10-3s-1時，合金棒狀試樣的超塑拉伸伸長率均超過1500%；在760℃初始應(yīng)變速率為1.11×10-3s-1時，合金的超塑伸長率可達2000%；780℃應(yīng)變速率為5.56×10-3s-1時，合金最大超塑性伸長率可達2200%。SPZ合金典型的微觀組織如圖2-42~圖2-46所示。
圖2-42 SPZ合金鑄態(tài)的粗大魏氏組織：全片層β轉(zhuǎn)變組織
圖2-43 SPZ合金700℃退火（掃描電鏡）：等軸初生α（黑色）+β轉(zhuǎn)變組織（SEM）
圖2-44 SPZ合金經(jīng)700℃超塑拉伸變形：初生α（黑色）+β轉(zhuǎn)變組織（SEM）
圖2-45 SPZ合金經(jīng)780℃超塑拉伸變形：初生α（黑色）+β轉(zhuǎn)變組織（SEM）
圖2-46 SPZ合金板材加工態(tài)（縱向）：拉長的變形組織（SEM）
Ti17合金是美國研制開發(fā)的一種“富β”兩相鈦合金。名義成分為Ti5 Al2Sn2Zr4Mo4Cr（中國牌號Motor17），相變點890℃，其特點是強度高，淬透性好，適用于航空發(fā)動機中風扇及壓氣機的盤件。Ti17合金性能見表2-9所示，顯微組織見圖2-47~圖2-53。
表2-9 Ti17合金盤件力學性能（855℃/4h空冷+800℃/4h油淬+620℃/8h空冷）
圖2-47 Ti17合金全β組織經(jīng)850℃熱加工
變形量ε=10%，片層α分布于β基體上
圖2-48 Ti17合金全β組織經(jīng)850℃熱加工
變形量ε=20%，片層α分布于β基體上
圖2-49 Ti17合金全β組織經(jīng)850℃熱加工
變形量ε=40%，片層α分布于β基體上
圖2-50 Ti17合金全β組織經(jīng)850℃熱加工
變形量ε=70%，大部分片層α已球化
圖2-51 Ti17合金兩相區(qū)加工后，經(jīng)780℃/4h
空冷固溶處理，等軸初生α分布于β基體上
圖2-52 Ti17合金經(jīng)780℃/4hAC+620℃/8h空冷處理，
等軸初生α（亮）+次生α基體上析出（暗）
圖2-53 Ti17合金經(jīng)855℃/4h空冷+800℃/4h油淬+620℃/8h空冷處理，
初生α（亮）+針狀β轉(zhuǎn)變組織
出自《鈦及鈦合金金相圖譜》
作者：趙永慶 洪權(quán) 葛鵬
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