航天航空材料第3章鈦及鈦合金2

第3章鈦及鈦合金3.1概述3.2鈦的提取和熔化3.3純鈦3.4鈦合金鈦源于Titans，即希臘神話中地球上大力士。地殼中鈦元素含量位列第四(0.86%)，居鋁、鐵、鎂之后。自然界中不存在純鈦，僅以氧化物存在，如FeTiO3、TiO2。強度與鋼相當，而密度幾乎僅有鋼的一半。TitansRutile(TiO2)Ilmenite(FeTiO3)3.1概述1791年：英國化學家格雷戈爾研究鈦鐵礦和金紅石時發(fā)現(xiàn)。1795年：德國化學家克拉普羅特在匈牙利的金紅石時也發(fā)現(xiàn)。所發(fā)現(xiàn)的鈦是粉末狀的二氧化鈦，而不是金屬鈦。1910年：美國化學家亨特首次制得純度達99.9%金屬鈦。1947年：開始冶煉，當年產(chǎn)量僅2噸全世界:1955年1975年2006年2萬噸7萬噸14萬噸美國軍用飛機上各種材料用量占機體結構總量的百分比

軍用飛機上的各種材料用量的變化趨勢：復合材料和鈦合金的用量逐漸增多機型F-16YF-17F/A-18A/BF/A-18C/DF/A-18E/FF/A-22F-35B-1B-2X-45AX-45B復合材料389.51023243629385090鈦合金2712131541272126鋁合金8373505029154119鋼510151614596馬赫數(shù)M>5時，蒙皮溫度高達數(shù)千華氏度，高超音速轟炸機用材問題非常突出。即使早期研制的SR-71高空高速偵察機〔M=3〕，蒙皮溫度已相當高，故鈦合金用量高達93%。波音民機機體上鈦合金和復合材料的用量〔%〕

民用飛機的上各種材料用量的變化趨勢：復合材料和鈦合金的用量不斷增多。機型鈦合金復合材料第三代客機A3204.55.5第四代客機A34068研制中客機A3801022空客民機機體上鈦合金和復合材料的用量〔%〕鋼、鋁時代→冷端以鈦為主、熱端以鎳為主的鎳、鈦、鋼時代→未來：局部地被樹脂基、金屬基、陶瓷基復合材料和金屬間化合物所取代。航空發(fā)動機的各種材料用量的變化趨勢：⑴密度小、比強度高：密度約為鋼或鎳合金一半，比強度高于鋁合金及高合金鋼。⑵導熱系數(shù)低：為低碳鋼的五分之一，銅的二十五分之一。⑶無磁性：強磁場中不被磁化，無毒且與人體組織及血液有很好的相容性。⑷導電性能差〔為銅的3.1%〕、熱膨脹系數(shù)小〔與玻璃相近〕。⑸抗阻尼性能強：鈦自身振動衰減時間比鋼、銅長。⑹耐熱性高：因熔點高，使得鈦被列為耐高溫金屬。⑺耐低溫：低溫下保持良好的韌性及塑性，是低溫容器的理想材料。⑻易吸氣：鈦的化學性質非常活潑，高溫下易與碳、氫、氮及氧發(fā)生反響。⑼耐蝕性好：空氣中或含氧的介質中，鈦外表生成一層致密的、附著力強、惰性大的氧化膜，保護鈦基體不被腐蝕。室溫下鈦比較穩(wěn)定。高溫下活潑，熔化態(tài)能與大多數(shù)坩堝造型材料發(fā)生作用。高溫下與鹵素、氧、硫、碳、氮等進行強烈反響。鈦在真空或惰性氣氛下熔煉，如真空自耗電弧爐、電子束爐、等離子熔爐等設備中熔煉。鈦在氮氣中加熱會發(fā)生燃燒，鈦塵在空氣中會發(fā)生爆炸，所以鈦材加熱和焊接宜用氬氣作保護氣體。鈦在室溫可吸收氫氣，500℃以上吸氣能力更強烈，可作為高真空電子儀器的脫氣劑；利用鈦吸氫和放氫的特性，可以作儲氫材料。化學性質ETi=－1.63V，而鈦的致鈍電位低，故鈦易鈍化。常溫下鈦外表極易形成由氧化物、氮化物組成的鈍化膜，它在大氣及許多浸蝕性介質中非常穩(wěn)定，具有很好的抗蝕性。大氣、海水、氯化物水溶液及氧化性酸(硝酸、鉻酸等)和大多數(shù)有機酸中，鈦抗蝕性相當于或超過不銹鋼，在海水中耐蝕性極強，可與白金相比，是海洋開發(fā)工程理想的材料。鈦與生物體相容性好，無毒，適做生物工程材料。鈦在復原性酸(濃硫酸、鹽酸、正磷酸)、氫氟酸、氯氣、熱強堿、某些熱濃有機酸及氧化鋁溶液中不穩(wěn)定，會發(fā)生強烈腐蝕。另外，鈦合金有熱鹽應力腐蝕傾向。550℃以下鈦與氧形成保護作用良好的致密氧化膜。538℃以下，鈦的氧化符合拋物線規(guī)律。但在800℃以上，氧化膜分解，氧原子以氧化膜為轉換層進入金屬晶格，此時氧化膜已失去保護作用，使鈦很快氧化。耐蝕性能航空航天、海洋、化工、生物醫(yī)學材料、運動器材鈦的應用提取工藝：

Kroll提取工藝熔化工藝：

電渣精煉法ElectroslagRefining(ESR)

真空電弧重熔法VacuumArcRemelting(VAR)

電子束熔煉(EBM)

等離子熔煉(PAM)

感應凝殼熔煉法鈦合金的生產(chǎn)通過以下步驟，鈦礦石(主要為金紅石，TiO2)轉變?yōu)楹＞d鈦：⑴Cl2與礦石中的TiO2反響，形成TiCl4；⑵TiCl4經(jīng)分級蒸餾而凈化；⑶在Ar保護下，液態(tài)TiCl4與Mg或Na反響，獲得海綿鈦。鈦的提取生產(chǎn)過程：鈦鐵礦或金紅石→高純度四氯化鈦→鎂復原四氯化鈦→海綿鈦→鈦材和鈦粉。海綿鈦與合金元素混合后液壓成塊狀；塊狀物焊接成熔化電極棒；電極棒經(jīng)二次或三次真空熔煉得到優(yōu)質鈦或鈦合金錠。真空電弧重熔法方坯作為電極，其一端位于交流電加熱的電渣熔池中；熔融金屬與高溫電渣反響，電渣中還可參加合金元素用以調整合金成分；已熔化金屬流經(jīng)熔渣進入熔池而被提純，最終凝固成電渣精煉鑄錠；精煉時，非金屬雜質和熔渣發(fā)生反響，熔融金屬中的夾雜物被電渣吸收去除。屬于非直接結晶，消除了中心結晶孔，提高了均勻性電渣精煉法在水冷銅坩堝中熔化金屬；所用熱源為等離子槍或電子束；與坩堝壁接觸的金屬液形成凝固殼層

(凝固的鈦)，而熔融的鈦合金浮于殼層上部，阻止坩堝污染鈦合金熔體；大密度夾雜物沉積到坩堝底部而去除。等離子弧熔煉(PAM)它是對真空電弧熔煉的改進電子束熔煉由爐壁側底面參加要熔化的材料，熔化熱源為電子束。

金屬液體位于坩堝上部，這樣就獲得了優(yōu)質鑄錠。水冷銅坩堝可防止爐襯材料的污染；裝入坩堝中的金屬受感應電源的磁場作用而熔化；熔化的金屬液體在坩堝底、側壁凝固形成殼層；生產(chǎn)低本錢、高質量鈦合金。感應凝殼熔煉法純鈦A可達50～60%，Rm≤300MPa。純鈦力學性能與純度有關：間隙雜質〔氧、氮、碳〕含量增加，其強度升高，塑性大幅度降低。常溫下鈦的塑性比其他六方結構金屬(鎘、鋅、鎂)要高得多。原因是：滑移模型和晶體中各晶面的層錯能有關，如層錯能低，那么全位錯易于分解為不全位錯，以促進滑移的繼續(xù)進行；鈦的層錯能比基面小，原在基面上滑移的位錯通過交滑移而轉移到棱柱面上，并可發(fā)生分解，這樣基面上的滑移很快終止，而棱柱面上的滑移那么發(fā)揮著主導作用。反之，對于基面層錯能比較低的金屬，如鎘、鋅、鎂，那么{0001}是主要滑移面。3.3純鈦力學性能鈦可進行鍛造、軋制、擠壓、沖壓等各種壓力加工；加熱鋼材用的設備都可用于鈦材加熱，要求爐內(nèi)氣氛保持中性或弱氧化性氣氛，絕不允許使用氫氣加熱。鈦的屈強比(Rel／Rm)為0.70～0.95，變形抗力大；彈性模量相對較低，因此鈦材在加工成型時比較困難。純鈦具有良好的焊接性能，焊縫強度、延性和抗蝕性與母材相近。為防止焊接時的污染，須采用鎢極氬氣保護焊。鈦的切削加工較困難。主要原因是鈦的摩擦系數(shù)大，導熱性差，熱量主要集中在刀尖上，使刀尖很快軟化；同時鈦的化學活性高，溫度升高易粘附刀具，造成粘結磨損。切削加工時，應正確選用刀具材料，保持刀具鋒銳，并采用良好的冷卻。工藝性能

雜質元素主要有氧、氮、碳、氫、鐵和硅。氧、氮、碳、氫為間隙型元素；鐵、硅為置換型元素，可以固溶在α相或β相中，也可以化合物形式存在。鈦的硬度對間隙型雜質元素很敏感，雜質含量愈多，鈦的硬度就愈高。綜合考慮間隙元素對硬度的影響，引入氧當量：

O當=O％+2N％十0.67％氧當量和硬度的關系為：HV=65+310·

O0.5當。

雜質元素對鈦性能的影響Hot-rolledstructureHCPαphasestructureα＋β球形〔0.3%Fe〕純鈦組織根本形態(tài)魏氏α板條狀馬氏體等軸α工業(yè)純鈦的牌號、性能及用途TA表示組織為α的鈦合金包括全α、近α和α+化合物合金。以鋁、錫、鋯為主要合金元素，在近α型鈦合金中還添加少量β穩(wěn)定化元素，如鉬、釩、鉭、鈮、鎢、銅、硅等。共33個牌號。3.4鈦合金鈦合金分類、牌號TB表示組織為β的鈦合金包括熱力學穩(wěn)定型β合金、亞穩(wěn)定β型合金和近β型合金主要參加的合金元素：Mo、VTC表示組織為α＋β的鈦合金：以Ti-Al為基再加適量β穩(wěn)定元素合金類型Rel/MPaRm/MPaA/%特點α型200～500250～55015～2599%純鈦，性能隨氧含量變化近α型850～1000950～110012～15有一定的蠕變抗力，少量β（雜質Fe的穩(wěn)定作用）可細化晶粒；焊接性能好，可進行鍛造。α＋β型900～12001000～130010～15低溫到400℃范圍內(nèi)均有較好的性能；通過熱機械處理很容易改變晶粒結構。β型1100～13001250～14006～10可時效熱處理；時效前的成形性能優(yōu)良。合金元素α穩(wěn)定元素β穩(wěn)定元素中性元素間隙元素置換元素間隙元素置換元素置換元素C、N、OAl、GaZr、Sn、Hf、Ge、Ce、La、MgHβ同晶元素β共析元素Mo、V、Ta、Nb慢速分解快速分解Cr、Mn、Fe、CoSi、Cu、Ag、Ni、Y、W、B鈦合金的合金化鈦合金中的常參加的合金元素：鋁、錫、鋯、鉬、釩、鉻、鐵、硅、銅、稀土，其中應用最多的是鋁。鋁：除工業(yè)純鈦外，各類鈦合金中幾乎都添加鋁，鋁主要起固溶強化作用，每添加1％Al，室溫抗拉強度增加50MPa。鋁在鈦中的極限溶解度為7.5％；超過極限溶解度后，組織中出現(xiàn)有序相Ti3Al(α2)，對合金的塑性、韌性及應力腐蝕不利，故一般加鋁量不超過7％。鋁改善抗氧化性，鋁比鈦還輕，能減小合金密度，并顯著提高再結晶溫度，如添加5％Al可使再結晶溫度從純鈦600℃提高到800℃。鋁提高鈦固溶體中原子間結合力，從而改善熱強性。鈦合金中常見合金元素的作用錫和鋯：屬中性元素，在α-Ti和β-Ti中均有較大溶解度，常與其他元素同時參加，起補充強化作用。為保證耐熱合金獲得單相α組織，除鋁以外，還參加鋯和錫進一步提高耐熱性；同時對塑性不利影響比鋁小，使合金具有良好的壓力加工性和焊接性能。錫能減少對氫脆的敏感性。鈦錫系合金中，錫超過一定濃度后形成有序相Ti3Sn，降低塑性和熱穩(wěn)定性。為了防止有序相Ti3X(α2相)的出現(xiàn)，考慮到鋁和其它元素對α2相析出的影響，Rosenberg提出鋁當量公式。只要鋁當量＜8～9％，就不出現(xiàn)α2相。鉬、釩：β穩(wěn)定元素中應用最多，固溶強化β相，并顯著降低相變點、增加淬透性，從而增強熱處理強化效果。含釩或鉬的鈦合金不發(fā)生共析反響，在高溫下組織穩(wěn)定性好；錳、鉻：強化效果大，穩(wěn)定β相能力強，密度比鉬、鎢等小，故應用較多，是高強亞穩(wěn)定β型鈦合金的主要參加元素。硅：共析轉變溫度較高(860℃)，加硅可改善合金的耐熱性能，因此在耐熱合金中常添加適量硅，參加硅量以不超過α相最大固溶度為宜，一般為0.25％左右。稀土：提高合金耐熱性和熱穩(wěn)定性。稀土的內(nèi)氧化作用，形成了細小穩(wěn)定的RExOv顆粒，產(chǎn)生彌散強化。由于內(nèi)氧化降低了基體中的氧濃度，并促使合金中的錫轉移到稀土氧化物中，這有利于抑止脆性α2相析出。此外，稀土還有強烈抑制β晶粒長大和細化晶粒的作用，因而改善合金的綜合性能。小結：合金元素的作用：⑴固溶強化⑵穩(wěn)定α相或β相⑶增強熱處理強化效果。⑷消除有害作用⑸改善合金的耐熱性：參加鋁、硅、鋯，稀士等。⑹提高合金的耐蝕性和擴大鈍化范圍：加鈀、釕、鉑，鉬等。鈦合金的顯微組織雙態(tài)組織是在β轉變組織基體上分布著一定數(shù)量的等軸α相，但總量不會超過30%。雙態(tài)組織包含了α相的兩種形態(tài)。雙態(tài)組織兼顧了等軸組織和片狀組織的優(yōu)點，具有強度-塑性-韌性-熱強性的最正確綜合匹配，已成為鈦科技工作者的共識。與片狀組織相比，雙態(tài)組織具有更高的屈服強度、塑性、熱穩(wěn)定性和疲勞強度；與等軸組織相比，具有較高的持久強度、蠕變強度和斷裂韌性。魏氏組織其特點是粗大原始β晶粒晶界清晰完整，有連續(xù)的晶界α鑲邊，在β晶粒內(nèi)有細長平直、互相平行的片狀α相。這種組織是由于鈦合金在較高溫度的β相區(qū)加熱或變形量不夠，或者開坯時鑄造組織破壞不完全而造成的。這種組織具有最高的蠕變抗力，持久強度和斷裂韌性，但是致使的弱點是塑性低，尤其是斷面收縮率遠低于其它組織類型。純鈦：慢冷時，擴散方式，完成β→α轉變；快冷時，無擴散方式，馬氏體轉變。鈦合金：轉變溫度或升高、或降低、或根本保持不變。存在α+β兩相區(qū)，即β→α在一個溫度范圍內(nèi)轉變完成。鈦和鈦合金的β→α轉變具有以下特點：⑴新相和母相存在嚴格的取向關系。如冷卻時，α相總是以片狀或針狀有規(guī)那么析出，形成魏氏組織。⑵鈦的β→α轉變所需的過冷度或過熱度很小。當加熱溫度超過β相變點后，β相極易長大，形成粗晶〔由于高溫加熱而造成的脆性稱β脆性〕。⑶β相區(qū)加熱形成的粗晶，不能像鋼鐵那樣利用同素異晶轉變使之晶粒細化；只有經(jīng)適當形變再結晶才能消除粗晶魏氏組織?！苍颍衡伒膬蓚€同素異晶體比容差小，僅為0.17％，而鐵為4.7％，同時鈦的彈性模量小，在相變過程中不能產(chǎn)生足夠的形變硬化，以引起基體再結晶，使晶粒細化?！斥伜辖鸬南嘧兗盁崽幚砀鶕?jù)合金成分和冷卻條件，加熱到β相區(qū)的鈦合金可能發(fā)生以下轉變：β→α+β：β→α+TixMy：β→α?或α??：α?：密排六方晶格，為六方馬氏體α??：斜方晶格，為斜方馬氏體β→ω：ω：亞穩(wěn)定六方晶格β相在慢冷時的轉變β相在快冷時的轉變β相在冷卻時的轉變：合金加熱到β相區(qū)后緩冷：β相中析出次生α。隨著溫度降低，次生α相不斷增多，β相不斷減少，穩(wěn)定β的組元濃度連續(xù)增高。當?shù)竭_室溫時，兩相分別到達各自平衡濃度，室溫得到α+β平衡組織。緩冷時，先在原β晶界開始形核長大，形成晶界α，然后從晶界向晶內(nèi)呈集束狀擴展，直至互相接觸為止。相互平行位向一致的一組片狀α構成一個群體，稱為α集束，β相處于片狀α相之間，呈連續(xù)的或間斷的層片狀，冷卻后形成魏氏(α+β)。加熱溫度愈高、冷卻愈緩慢，那么α片愈厚，α集束尺寸也愈大，形成位向比較單一的集束，這種組織稱并列式魏氏結構。冷卻速度較快時，α相同時在晶界、β晶粒內(nèi)部獨立生核，這樣α群體數(shù)目增多，組織細化，這種由多種取向的片狀α相構成的組織稱作網(wǎng)狀魏氏結構。β相在緩冷時的轉變：加熱到α+β兩相區(qū)緩冷：與上述轉變主要差異是：①原α相〔初生α，與析出的次生α相區(qū)別〕在冷卻時不發(fā)生轉變。②隨冷卻速度減慢，次生α相由晶內(nèi)形核長大逐步變?yōu)樵诔跎料嗪挺孪嘟缑嫣幊珊碎L大，并與初生α連成一體；β相呈網(wǎng)絡狀，這些網(wǎng)絡狀β也可能進一步集聚成塊狀。③加熱溫度較低，β相濃度較高，過冷度較大，故轉變組織細密。

α+β鈦合金：從β相區(qū)或(α+β)相區(qū)上部溫度連續(xù)冷卻時，在β→α轉變時，β／α相界上存在界面相或界面層。界面相由兩層組成，靠近β相一邊的層較完整，外觀光滑，稱單片層，具有面心立方結構；靠近α相一側的層有許多條痕，稱條紋層，具有六方結構，但和相鄰的α相晶體取向關系不同。界面層厚度與冷卻速度有關，在適當?shù)睦鋮s速度下，厚度到達最大值。界面相是在連續(xù)冷卻時β向α轉變的一個過渡階段，面心立方單片層是β→α轉變的一個中間結構，條紋層已接近完成β→α的轉變。β／α界面相的存在對兩相鈦合金性能產(chǎn)生影響，疲勞裂紋易在界面層萌生。β相在快冷時的轉變C1～Ck?Ck?～C2C2～CkCk～C3α?，α初+α?；α初+α??；α初+α??+βm；α初+α??+β(ω)及α初+βm時效過程中亞穩(wěn)定相的分解六方馬氏體α?相有三種分解方式α?→β+α⑴α?→GP區(qū)→過渡相→α+TixMy⑵α?→β→β+TixMy⑶含有β同晶元素的鈦合金：α?相按⑴分解，β從α?相中直接析出，在α?相界及α?內(nèi)部孿晶界面上不均勻形核。當合金濃度低時(平衡β相少)，基體α可發(fā)生再結晶，消除針狀α?痕跡。而合金濃度較高時，β沿α?相邊界析出，形成連續(xù)片層狀，阻止α相再結晶，保存針狀α的外形。含有快共析元素的鈦合金：α?按⑵分解。如Ti-Cu系合金與鋁合金時效分解相似，先形成與母相共格的富銅GP區(qū)，然后再過渡到半共格的中間相(可能是Ti3Cu)，最后形成非共格的Ti2Cu。含有慢共析元素的鈦合金：α?按⑶分解，時效初期從α?相直接析出β相，然后從β相再析出化合物TixMy。該過程非常緩慢，故在一般時效處理后，組織仍為α+β相。α?的分解：根據(jù)鈦合金Ms點上下，斜方馬氏體α??以以下兩種方式分解：α??→β+α⑷α??→β→β相再分解⑸合金Ms點明顯高于室溫時，α??按⑷分解。先在α??相中均勻成核形成α相，隨后α相不斷長大，最后可能在原β晶界處形成粗片狀的α+β。合金Ms點接近室溫時，α??按⑸分解，時效初期形成β相，然后β相再分解。α??的分解：依據(jù)合金成分及時效標準，亞穩(wěn)定βm可按以下三種方式分解βm→α+β⑹βm→α+ωα→β+ωα+α→β+α⑺βm→β+β?→β+β?+α→β+α⑻含共析型β穩(wěn)定元素的合金，最終平衡組織為α+TixMy。合金含量較低的鈦合金在高溫(>500℃)時效時，βm按⑹分解，從βm中直接析出α。合金濃度較高的鈦合金在較低溫度(300～400℃)時效，那么按⑺分解，經(jīng)中間過渡ωα相，逐步轉變?yōu)槠胶饨M織α+β。合金濃度高或添加抑制ω形成元素的合金，不出現(xiàn)ωα時，那么按⑻分解，先形成粒子尺寸極小的過渡β?相，具有與βm相同的晶體結構，然后再轉變?yōu)槠胶饨M織α+β。βm相的分解：鈦及鈦合金加熱和冷卻時的轉變可以歸納為：①同素異晶轉變；②固溶體分解，β→α+β；③共析轉變，β→α＋TixMy；④馬氏體轉變，β→α?(或α??)；⑤ω轉變，β→ω；⑥亞穩(wěn)定相的分解，α?，α??，βm，ω→過渡相→α+β(或α+TixMy)?；瘜W熱處理鈦合金的摩擦系數(shù)較大，耐磨性比鋼約低40％，復原性介質中的抗腐蝕性差。滲氮：密封爐中750～950℃加熱，通入純氮氣，保溫30～40h，或在氮氬混合氣中進行離子氮化。氮化后外表形成由氮化物和含氮的固溶體組成的氮化層，滲層厚度可達0.06～0.08mm，氮化物有δ(TiN)和ε(Ti2N)兩種，前者比后者脆性大，故氮化時要求獲得以ε相為主的氮化物。氮化層的硬度比未氮化時表層高約2～4倍，明顯提高合金的耐磨性，同時還改善在復原性介質中的抗蝕性。滲氧：在空氣或硼酸鹽浴中加熱，溫度為700～850℃，保溫2～10h，外表形成富氧固溶體和一薄層氧化物，滲氧層厚度0.02～0.08mm，滲氧后需將氧化物薄層去除掉，以減少脆性。滲氧可將合金耐蝕性提高7～9倍，但使塑性和疲勞強度下降。鈦合金的污染：鈦合金在空氣中加熱，1000℃以下主要是氧滲入，由于氮在鈦中擴散系數(shù)小，氮含量根本不增加。因此，污染層中主要是富氧的α固溶體和氧化鈦。氧化鈦容易去除，主要影響性能的是富氧的α層。加熱溫度越高，保溫時間越長，合金加熱最理想是在真空中或枯燥純氬氣中加熱，但這樣將增加產(chǎn)品的本錢。除薄板和重要產(chǎn)品外，半成品和一般產(chǎn)品均在空氣爐中加熱。為減輕污染，應盡量降低加熱溫度和縮短加熱時間，或采用保護涂料加熱，爐膛氣氛保持中性或弱氧化性，不允許在復原氣氛中加熱，以免增氫，處理之后將材料外表的氧化層去除掉。TA7合金：為α型鈦合金，屬Ti-Al-Sn系(Ti-5Al-2.5Sn)合金元素作用：鋁和錫起穩(wěn)定α和固溶強化作用。性能特點：⑴具有中等強度和較高的耐熱性，可在400℃下長期工作。⑵具有良好的低溫性能和焊接性能。隨溫度降低，強度升高，塑性略有下降。間隙元素含量低的合金，在－250℃時仍保持良好的塑性，用于超低溫高壓容器，多以管材供給。⑶冷熱加工性較差。軋制工藝對熱成型影響較大，軋制溫度為750℃左右，具有較好的熱成型性，高溫軋制塑性反而降低，原因是晶粒粗化，但通過交叉軋制改善組織，可提高熱塑性。典型鈦合金TC4(Ti-6Al-4V)：α+β型合金，國際上一種通用型鈦合金，其用量占鈦合金總消耗量50％左右。在航空工業(yè)上多用于做壓氣機葉片，盤和緊固件等；當間隙元素含量低時，具有良好的低溫性能，可制作在－196℃下使用的低溫容器。⑴合金成分特點：鋁：根本組元，用以保證合金在常溫及高溫下的性能。釩：賦予合金熱處理強化能力，可改善塑性；β同晶型元素，不存在共析反響，故組織穩(wěn)定性較好，長期使用溫度可達350℃；可減少Ti-Al系合金形成ω相的危險以及減輕鋁的偏析。TC4合金處于α+β相區(qū)，α＋β→β轉變溫度為996℃。在平衡條件下，β相約占7～l0％。⑵組織與性能特點

TC4合金平衡組織為α+β，其形態(tài)為魏氏α+β和等軸α+β。

熱加工后組織取決于變形溫度、變形量及隨后熱處理工藝。如在兩相區(qū)加工，變形量小于50％，不能將粗大組織破碎，只有增大變形量才能將原β晶界、α和β條破碎；熱軋溫度提高，組織由等軸狀變?yōu)榫W(wǎng)籃狀和粗大魏氏組織，同時屈服強度略有下降，斷裂韌性明顯提高。

950℃以下加熱，冷卻方式對性能的影響較小，合金具有較高的綜合性能；950℃以上加熱，合金強度隨冷卻速度增加而提高，但塑性、韌性下降，故TC4合金熱處理溫度不應越過950℃。TB2(Ti-5Mo-5V-8Cr-3Al)亞穩(wěn)定β型合金，在固溶狀態(tài)下有良好的冷成型性，時效后抗拉強度為1323～1363MPa，延伸率保持在7～8％。用它冷鐓成鉚釘和螺栓用于飛機上，用箔材(0.15～0.25mm)吹塑成型制成的高強度高剛度波紋殼體用于衛(wèi)星上。TB2合金相變點750～760℃，時效強化效果隨固溶溫度升高而增加；且水冷強化效果比空冷大，在接近Tβ點時強度到達最大值。故固溶溫度常選在稍高于Tβ(800℃)，水淬后在500℃×8h。TB3(Ti-10Mo-8V-1Fe-3.5Al)亞穩(wěn)定β型合金，固溶態(tài)下有良好的塑性和冷成型性，尤其是冷鉚工藝性好，能進行冷手鉚和冷壓鉚，可獲得1400MPa以上的強度。彈性極限σe高和彈性模量E低，故有高的彈性(σe／E)和高的彈性比功(σe2／2E)，且在20～300℃范圍內(nèi)彈性穩(wěn)定，彈性后效值只有銅基、鐵基、鈹青銅的50，用來代替Cr17Ni2制作YCB-10D應變壓力傳感器膜片。TB5〔Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al〕高韌性合金，冷成型性能優(yōu)異，薄板、帶材和箔材。固溶時效處理后其強度可超過TC4合金約50％，性能均勻。如在B1轟炸機上用它制作的零件達250個，用它取代強度較低的TA7和必須熱成型的TC4合金。合金的冷成型性能優(yōu)良、各向異性較小，適于鈑金成型。TB5合金具有很