钛及钛合金 金相图谱(1)
α型钛合金中又分为全α合金及近α合金;工业纯钛属于α合金，此外一般α合金含有6%左右的Al和少量中性元素，退火后几乎全部是α相，典型合金包括TA1~TA7合金等；近α合金中除含有从和少量中性元素外，还有少量（不超过4%）的α稳定元素，如TA16、TA17合金等。
按照国家标准GB/T3602.1-2007的规定，工业纯钛按杂质元素含量分为TA1、TA1ELI、TA1-1、TA2等9个牌号，相变点900℃。工业纯钛主要应用于要求高塑性、适当的强度、良好的耐蚀性以及可焊性的场合。它们的冷热加工性能好、可生产各种规格的板材、棒材、型材、带材、管材和箔材。一般在退火状态交货使用。国家标准GB/T3621-2007所规定的纯钛板材的力学性能如表1-1所示。TA1、TA2 和TA3的显微组如图1-1~图1-5所示。
表1-1 纯钛板材力学性能（GB/T3621-2007）
图1-1 TA1板材650℃/1h退火态组织：等轴α+少量晶间β（暗）
图1-2 TA3板材800℃/1h退火态组织：等轴α+含有针状α的转变β
图1-3 TA2 大规格棒材600℃/1h退火态组织：等轴α
图1-4 TA2 精锻棒材600℃/1h退火态组织：等轴α
图1-5 TA3板材450℃/1h退火不完全再结晶组织：少量等轴α+拉长条状α
TA16合金的名义成分为Ti-2Al-2.5Zr（俄罗斯牌号nT-7M），是前苏联研制的一种近α型钛合金，相变点940℃。该合金冷加工工艺及焊接性能良好，在舰船动力系统及航空管路系统广泛应用。表1-2列出了TA16合金丝材退火状态下的力学性能。TA16合金显微组织如图1-6~图1-14所示。
表1-2 TA16合金Φ4mm丝材经700℃/1h退火后的拉伸性能
图1-6~图1-11为TA16合金经热拉拔加工直径为4mm的丝材，经不同温度退火后的金相组织及不同变形量的加工态组织，图1-12~图1-14为TA16合金板材经过加氢处理后的微观组织。
图1-6 TA16合金丝材加工态组织α相被拉长
图1-7 TA16合金丝材700℃，1h退火α等轴组织及少量晶间β（暗）
图1-8 TA16合金丝材900℃，1h退火α等轴组织及少量晶间β（暗）
图1-9 TA16合金丝材加工变形组织（600℃，总应变5%），α相被拉长
图1-10 TA16合金丝材加工变形组织（600℃，总应变30%），α相被拉长
图1-11 TA16合金丝材加工变形组织（800℃，总应变30%），
具有动态回复的特性
图1-12 TA16合金板材经600℃加氢处理，氢含量570×10-6，
黑色点状物为TiH，样品经拉伸过程产生脆性裂纹
图1-13 TA16合金板材经600℃加氢处理，氢含量990×10-6，
黑色点状物为TiH，样品经拉伸过程产生脆性裂纹
图1-14 TA16合金板材焊缝处经600℃加氢处理，氢含量990×10-6，
黑色点状物为TiH，样品经拉伸过程产生脆性裂纹
合金特性及应用简介：TA7合金的名义成分为Ti5Al2.5Sn，相变点1040~1090℃，TA7ELI合金相变点1010℃。在退火状态下具有中等强度和足够的塑性，焊接性能良好。低间隙元素含量的TA7ELI合金，在超低温(-253℃)条件下仍具有良好的韧性和综合性能，是优良的超低温用钛合金，表1-3给出了其室温力学性能，TA7合金常见微观组织如图1-15~图1-18所示。
表1-3 TA7合金室温力学性能
图1-15 TA7合金两相区加工后的退火组织，白色拉长的组织为初生α相
图1-16 TA7合金α相区加工后的退火组织，白色α片具有弯曲变形的特征
图1-17 TA7合金β相区（1170℃/30’空冷）固溶处理，晶间β+全片层β转变组织
图1-18 TA7合金α相区1170℃/30’水淬处理，快冷形成的马氏体
Ti811合金是美国20世纪50年代研制的钛合金，可在450℃条件下长期使用。其名义成分是Ti8Al1Mo1V（中国牌号为TA11）。其相变点1040℃。该合金适于作为航空发动机压气机叶片材料，TA11合金的力学性能如表1-4所示，TA11合金常见的微观组织如图1-19~图1-30所示。
表1-4 TA11合金力学性能
图1-19 Ti811合金经两相区加工并退火后形成的等轴组织：
等轴α（白色）+少量晶间β（暗色）
图1-20 Ti811合金在两相区加工并1000℃退火形成的双态组织：
在转变的β基体（暗色）上含有细针状α，及等轴初生α晶粒（亮）
图1-21 Ti811合金终锻温度在相变点以上形成的网篮组织：
针状α和β基体所构成的全β转变组织
图1-22 Ti811合金板材经760℃/8h炉冷+790℃/20’空冷处理，
α基体上分布着少量晶间β（暗色）
图1-23 Ti811合金经1010℃/1h油淬+590℃/20’空冷处理所形成的双态组织
图1-24 Ti811合金经1010℃/1h油淬+590℃/20’空冷处理所形成的双态组织
图1-25 Ti811合金经1100℃/1h空冷处理所形成的针状完全β转变组织
图1-26 Ti811合金棒经两相区精锻加工态组织：拉长的条状α组织
图1-27 Ti811合金棒经910℃/1h空冷+580℃/16h空冷处理形成的等轴组织
图1-28 Ti811合金棒980℃/1h空冷+580℃/8h空冷：等轴α及少量β转变组织
图1-29 Ti811合金棒1010℃/1h空冷+580℃/8h空冷：等轴α及少量β转变组织
图1-30 Ti811合金板材加热至1010℃，表面白色α层是由于氧渗入而形成氧稳定的α层，其余为全片层β转变组织
Ti-600合金（Ti-Al-Mo-Sn-Zr-Si-Y系，相变点1010℃）是西北有色金属研究院研制的一种新型近α高温钛合金，该合金是在美国Ti1100合金的基础上，通过添加少量稀土元素改进而成，具有较好的综合性能，尤其是蠕变性能非常优异，可在600~650℃下长期使用。Ti600合金典型性能见表1-5~表1-8，Ti600合金常见微观组织如图1-31~图1-42所示。
表1-5 Ti600合金室温高温力学性能（Φ18mm棒）
表1-6 Ti-600合金蠕变性能（Φ18mm棒）
表1-7 Ti-600合金热稳定性能
表1-8 Ti-600合金的电子束焊接性能
图1-31 Ti600合金两相区轧制加工变形组织（横向）：拉长的α+晶间β
图1-32 Ti600合金等轴组织（两相区固溶）：等轴初生α+片层β转变组织
图1-33 Ti600合金两相区固溶处理，双态组织：等轴α+片状β转变组织
注：等轴亮块为初生α；次生α与残余β（暗）所组成的条束是β转变组织
图1-34 Ti600合金β相区固溶空冷：全片层β转变组织
图1-35 Ti600合金β相区固溶空冷：全片层β转变组织
图1-36 Ti600合金β相区固溶空冷：全片层β转变组织（晶间β沿原始β晶界分布）
图1-37 Ti600合金β相区处理（1060℃/1h油淬）：
全片层β转变组织（晶间β沿原始β晶界分布）
图1-38 Ti600合金β相区处理（1060℃/1h水淬）：
全片层β转变组织（由于冷速快，抑制了晶间β的生成）
图1-39 Ti600合金（1060℃/1h炉冷）β相区缓慢冷却形成的粗大片层β转变组织
图1-40 Ti600合金厚板电子束焊缝低倍组织（锥形熔池线清晰可见）
图1-41 Ti600合金板材电子束焊后组织形貌
（焊后1020℃/1h空冷+650℃/8h）细针状β转变组织
图1-42 Ti600合金板材电子束焊焊缝过渡区组织：细针状β转变组织
合金特性及应用简介：CT20合金是西北有色金属研究院自主研发的一种Ti-Al-Mo-Zr系近α型中强钛合金，适于在超低温(20K)环境下使用。该合金可制备成棒材、板材、管材及焊丝，简单退火状态下室温强度大于600MPa，伸长率大于20%；20K温度下强度大于1100MPa，伸长率大于10%，合金具有优异的焊接性能，焊接系数大于0.9。
CT20合金具有优异的加工及冷、热成型性能，可采用常规锻造、挤压、热轧及冷轧加工处理，退火态(800℃/1h)管材可进行冷弯成型。表1-9列出了CT20合金的物理性能。图1-43~图1-49为CT20合金常见的微观组织。
表1-9 CT20合金的物理性能
图1-43 CT20合金β相区加工组织：网篮组织
图1-44 CT20合金两相区固溶处理组织：双态组织α等轴初生α+片层β转变组织
注：等轴亮块为初生α；次生α与残余β（暗）所组成的条束是β转变组织
图1-45 CT20合金退火态组织：等轴α（亮）+少量β（暗）
图1-46 CT20合金焊缝中心区组织：全片层β转变组织
图1-47 CT20合金焊缝边沿区组织：全片层β转变组织
图1-48 CT20合金焊缝过渡区：焊缝片层组织向基体等轴组织过渡
图1-49 CT20合金不完全再结晶组织：拉长的α（亮）及β（暗）
Ti230合金名义成分为Ti2.5Cu，是英国研制的一种近α钛合金(中国牌号TA13)。合金相变点895℃。其特点是具有较好的冷、热加工工艺性能，该合金用于英国“斯贝”航空发动机上，我国20世纪70年代引进该型号，并仿制了Ti230合金。表1-10给出了TA13合金板材力学性能，Ti230常见微观组织如图1-50~图1-61所示。
表1-10 GB/T3621-2007规定的TA13合金板材性能
图1-50 Ti230合金1.2mm冷轧板（变形量42.5%）退火态790℃/30’空冷
显微组织：等轴α相内部分布着Ti2Cu粒子；浸蚀剂HF：HNO3：甘油=1：5：6
图1-51 Ti230合金热轧板材退火态790℃/30’空冷；
显微组织：等轴α相内部分布着Ti2Cu粒子；浸蚀剂HF：HNO3：甘油=1：5：6
图1-52 Ti230合金Φ90mm精锻棒退火态790℃/1h空冷
显微组织：等轴α相内部分布着Ti2Cu粒子；浸蚀剂乳酸：硝酸：氢氟酸=1：5：6
图1-53 Ti230合金Φ23mm挤压棒，退火态790℃/1h空冷；
显微组织：等轴α相内部分布着Ti2Cu粒子；浸蚀剂HF：HNO3：甘油=1：5：6
图1-54 Ti230合金Φ20mm轧棒时效态805℃/1h空冷+400℃/24h，空冷+475℃/8h空冷
显微组织：等轴α相内部分布着Ti2Cu粒子；浸蚀剂HF：HNO3：甘油=1：5：6
图1-55 Ti230合金1.2mm冷轧板805℃/30’空冷+400℃/24h，空冷+475℃/8h空冷；
显微组织：等轴α相内部分布着Ti2Cu粒子；浸蚀剂以乳酸为主
图1-56 Ti230合金1.2mm冷轧板退火态790℃/30min空冷；
显微组织：等轴α相内部分布着Ti2Cu粒子；浸蚀剂以乳酸为主
图1-57 Ti230合金Φ90mm精锻棒退火态790℃/1h空冷
显微组织：等轴α相内部分布着Ti2Cu粒子；浸蚀剂以乳酸为主
图1-58 Ti230合金790℃退火态板材790℃/30min空冷；透射电镜像
显微组织：α晶界上的(α+Ti2Cu)共析区及晶界上的析出物
图1-59 Ti230合金790℃退火态板材790℃/30min空冷；透射电镜像
显微组织：晶界上的(α+Ti2Cu)共析区及晶界上的析出物
图1-60 Ti230合金退火态板材拉伸变形至σ0.2处，透射电镜像
显微组织：位错与Ti2Cu粒子（黑色）
图1-61 合金板材时效态805℃/30min空冷+400℃/24h空冷+475℃/8h空冷
显微组织：时效析出物，透射电镜像
Ti57合金由西北有色金属研究院研制（国标牌号TA24），名义成分Ti3Al2Mo2Zr，属近α钛合金，合金相变点920~940℃。该合金具有中等强度及良好的冷、热加工工艺性能，可焊性优良。可制成板、棒、管、饼、环、丝等各种形式的半成品。Ti75合金在舰船、石油、化工、机械、生物工程等领域具有广泛的应用前景。与TA5钛合金相比，在保证良好的综合性能前提下，强度高出50MPa，冲击韧度和断裂韧度是TA5的1.4倍和1.2倍，K1c为TA5的2倍，并且具有比TA5合金优异的冷、热加工性、低的杂质敏感性，在60℃海水中腐蚀速率不超过0.001mm/a，无局部腐蚀和缝隙腐蚀。表1-11给出了Ti75典型的力学性能，Ti75常见的微观组织如图1-62~图1-66。
表1-11 Ti75合金板、棒、管材的室温力学性能（退火状态）
图1-62 Ti75合金900℃轧制板材，加工态变形组织；弯曲的α片（亮）及β（暗）
图1-63 Ti75合金900℃轧制板材，经750℃/1h空冷退火，发生了部分再结晶，
形成等轴球化的初生α（亮），其余仍是条状加工态组织
图1-64 Ti75合金900℃轧制板材，经850℃/1h空冷退火，
完全再结晶组织：等轴初生α（亮）及β转变组织（暗）
图1-65 Ti75合金900℃轧制板材，经900℃/1h空冷退火，形成双态组织：
与850℃/1h空冷退火相比等轴初生α（亮）粗化，且比例减少，β转变组织（暗）比例增加
图1-66 Ti75合金900℃轧制板材，经970℃/1h
空冷处理（超过相变点）：全片层β转变组织
BT20合金是前苏联研制的钛合金（中国牌号TA15）。名义成分为Ti6Al2Zr1Mo1V，是一种近α钛合金，合金相变点990~1020℃。其性能与Ti6Al4V合金相当，可制成板、棒、饼、环等半成品，多用于航空构件。表1-12给出了BT20合金典型的力学性能，BT20合金常见的微观组织如图1-67~图1-77所示。
表1-12 Φ150mm规格BT20锻棒室、高温力学性能
图1-67 BT20合金Φ150mm规格棒材，两相区加工后退火组织（纵向）：
初生α（亮）+β转变组织（暗）
图1-68 BT20合金Φ150mm规格棒材，两相区加工后退火组织（横向）：
初生α（亮）+β转变组织（暗）
图1-69 BT20合金原始铸态组织：平直原始β晶界及片层β转变组织
图1-70 BT20铸态经热压缩，变形条件(700℃，ε=0.05/s，ε=47%)
加工流线（暗）及被切变所破碎的片层组织（右下角处）
图1-71 BT20铸态经热压缩，变形条件(800℃，ε=50/s)，
高速变形所产生的晶间开裂
图1-72 BT20铸态经热压缩，变形条件(800℃，ε=0.05/s)，并经800℃/1h退火
片层状β转变组织经变形后弯曲，部分区域产生了再结晶
图1-73 BT20铸态经热压缩，变形条件(900℃，ε=0.05/s，ε=88.3%)，
并经800℃/1h退火初生α（亮）+β转变组织（暗）
图1-74 BT20铸态经热压缩，变形条件(900℃，ε=0.005/s，ε=80%)，
并经800℃/1h退火初生α（亮）+β转变组织（暗）
图1-75 BT20铸态经热压缩，变形条件(900℃，ε=50/s，ε=80%)，
铸态片层组织经变形弯曲后的形貌
图1-76 BT20铸态经热压缩，变形条件(1000℃，ε=50/s，ε=80%)，
高温变形并快冷后形成的针状组织
图1-77 BT20铸态经热压缩，变形条件(1100℃，ε=50/s，ε=80%)，
高温变形并快冷后形成的针状组织
TP605是一种TiC颗粒增强钛基复合材料，钛合金基体相变点1070℃。该合金由西北有色金属研究院开发研制，其特点是TiC颗粒界面稳定、易加工、低成本、具有耐热、耐蚀、耐磨等良好的性能，可在650℃条件下长期使用。其典型性能如表1-13所示，常见微观组织如图1-78~图1-83所示。
表1-13 TP650颗粒增强复合材料性能及与基材的对比
图1-78 TP650合金等轴组织（1000℃/1h空冷+700℃/2h空冷）：
α基体上分布着少量晶间β（暗）
图1-79 TP650合金等轴组织（1020℃/1h空冷+700℃/2h空冷）：
等轴α+TiC粒子（浅灰色）+晶间β
图1-80 TP650合金等轴组织（1030℃/1h空冷）：
初生α（亮）+片层β转变组织（暗）
图1-81 TP650合金双态组织（1050℃/1h空冷+700℃/2h空冷）：
初生α（亮）+TiC粒子（浅灰色）+片层β转变组织（暗）
图1-82 TP650合金网篮组织（加工温度高于相变点）：
TiC粒子（亮）+片层β转变组织
图1-83 TP650合金双态组织扫描电镜照片，等轴初生α（暗），
TiC颗粒（边沿亮中心暗），片层β转变组织（亮条与暗条相间）
Ti3Al2.5V合金属近α钛合金（中国牌号TA18）。该合金由美国研制，是一种介于纯钛和Ti6Al4V合金之间的中等强度钛合金。其特点是冷加工性大大优于Ti6Al4V合金，适于冷轧加工成管材、薄板、等产品。其相变点为935℃。合金力学性能如表1-14所示，显微组织如图1-84~图1-89所示。
表1-14 Ti3Al2.5V合金管材力学性能（730℃/1h空冷）
图1-84 Ti3Al2.5V合金经950℃/30min水淬处理，
完全β转变组织，晶内有粗大α片（亮）
图1-85 Ti3Al2.5V合金经920℃/30min水淬处理，
等轴初生α（亮）+片层β转变组织（暗）
图1-86 Ti3Al2.5V合金经900℃/30min水淬处理，
等轴初生α（亮）+片层β转变组织（暗）
图1-87 Ti3Al2.5V合金经800℃/30min水淬处理，
不完全再结晶组织，等轴α+晶间β
图1-88 Ti3Al2.5V合金冷轧管材经700℃/60min
真空退火处理（纵向），拉长α+晶间β
图1-89 Ti3Al2.5V合金冷轧管材经800℃/60min真空退火处理（纵向），
等轴α+晶间β+退火孪晶
TC4合金(Ti6A14V)是国内外使用最广泛钛合金牌号，具有良好的综合性能，相变点980~1010℃，可加工制备成板材、棒材、环材、丝材及锻件等品种。其力学性能与物理性能分别列于表2-1和表2-2，常见微观组织见图2-1~图2-8。
表2-1 TC4合金力学性能(GB/T2965-2007)
表2-2 TC4合金物理性能
图2-1 TC4钛合金800℃退火等轴组织：白色等轴α+灰色晶间β
图2-2 TC4合金双态组织：等轴初生α+片层β转变组织
图2-3 TC4合金β相区锻造组织：原始β晶界被破碎形成网篮组织
图2-4 TC4合金相变点以上固溶处理：晶间α+全片层β转变组织
图2-5 TC4合金β区炉冷退火所形成的粗片层β转变组织
图2-6 TC4合金β区加热后空冷：细片层β转变组织
图2-7 TC4合金中的硬α缺陷(TiN)
图2-8 TC4合金中的高密度缺陷（WC）
TC21合金是一种高强高韧钛合金，由西北有色金属研究院研制，于2007年列入国家标准(GB/T3620.1-2007)，其名义成分为Ti6Al2Mo1.5Cr2Zr2Sn2Nb，相变点为960℃左右。该合金与美国Ti-62222s合金性能相当，适用于大型航空构件。其典型性能如表2-3所示。图2-9~图2-14为TC21合金常见的微观组织。
表2-3 TC21合金大规格棒材力学性能
图2-9 TC21合金两相区锻造加工态组织：经破碎的片层组织
图2-10 TC21合金两相区退火双态组织：白色初生α+灰色β转变组织
图2-11 TC21合金双态组织：白色初生α+灰色β转变组织
图2-12 TC21合金双态组织：白色等轴初生α+灰色β转变组织
图2-13 TC21合金经β区不充分变形加工形成的未破碎片层组织
图2-14 TC21合金退火炉冷组织：白色等轴α组织+晶间β
TC11合金是俄罗斯BT9合金的中国牌号。其名义成分为Ti6.5Al3.5Mo1.5Zr0.3Si，是一种α+β两相钛合金，合金相变点990~1010℃。其特点是具有较好的高温力学性能和热稳定性，可在500℃下长期使用。该合金主要以棒材和饼材供货，适于作为航空发动机压气机盘和叶片材料。TC11合金典型力学性能如表2-4所示，常见的微观组织如图2-15~图2-16所示。
表2-4 TC11合金饼材力学性能（状态为965℃/1h，AC+530℃/6h，AC）
图2-15 TC11合金两相区锻造组织：等轴及条状α+片状β转变组织
图2-16 TC11合金双态组织（965℃/1h空冷+530℃/6h空冷）：
等轴α+片状β转变组织
BT22合金是俄罗斯研制的高强钛合金（中国牌号TC18合金）。其名义成分为Ti5Al5Mo5V1Cr1Fe是一种α+β两相钛合金，合金相变点850~870℃。其特点是强度高，并具有较高的淬透性，适于作为大型厚截面航空构件。表2-5为BT22合金典型力学性能，其常见的微观组织如图2-17~图2-19所示。
表2-5 TC18合金棒材力学性能
图2-17 TC18合金两相区锻造组织：等轴及条状α（亮）+片状β转变组织（暗）
图2-18 TC18合金双重退火组织：初生α（亮）+β转变组织（暗）
图2-19 TC18合金固溶+时效组织：初生α（亮）+β转变组织及次生β（暗）
BT16合金是前苏联研制的一种钛合金(中国牌号TC16)。其名义成分为Ti3Al5Mo4.5V，是一种α+β两相钛合金，合金相变点840~880℃。其特点是具有较好的冷、热加工工艺性能，可采用冷、热镦制方法制造紧固件，产品形式以棒、丝材为主。表2-6给出了BT16钛合金力学性能，常见的微观组织如图2-20~图2-31所示。
表3-6 俄罗斯OCT1-90202-75标准规定的BT16合金棒材力学性能
图2-20 BT16合金两相区轧制棒材经780℃/1h空冷退火组织：
初生α（亮）+β转变组织（暗）
图2-21 BT16合金两相区轧制棒材经800℃/1h空冷退火组织：
初生α（亮）+β转变组织（暗）
图2-22 BT16合金两相区轧制棒材经850℃/1h空冷退火组织：
初生α（亮）+β转变组织（暗）
图2-23 BT16合金轧制棒材经900℃/1h水淬：
全片层β转变组织（含有针状马氏体）
图2-24 BT16合金轧制棒材经900℃/1h空冷：冷却速度慢所形成的粗片层组织
图2-25 BT16合金轧制棒材经900℃/1h炉冷：冷却速度慢所形成的粗片层组织
图2-26 BT16合金经600℃/5min空冷+780℃/1h炉冷至550℃空冷：
初生α（亮）+晶间β及次生α（暗）
图2-27 BT16合金经800℃/5min空冷+780℃/1h炉冷至550℃空冷：
初生α（亮）+晶间β及次生α（暗）
图2-28 BT16合金经750℃加工ε=60%，780℃/1h炉冷至550℃空冷：
初生α（亮）+晶间β及次生α（暗）
图2-29 BT16合金经900℃加工ε=60%，780℃/1h炉冷至550℃空冷：
条状初生α（亮）+晶间β及次生α（暗）
图2-30 BT16合金经900℃加工ε=60%，900℃/1h水淬+560℃/10h空冷：
片层β转变组织及次生α
图2-31 BT16合金经850℃加工ε=60%，900℃/1h水淬+560℃/10h空冷：
片层β转变组织及次生α
BT25合金是前苏联研制的一种高温钛合金（中国牌号TC25）。其名义成分为Ti6.5Al2MolZr1Sn1W0.2Si，是一种α+β两相钛合金，合金相变点990~1020℃。其特点是具有较好的高温力学性能和热稳定性，可在500℃~550℃下长期使用。该合金主要以棒材和饼材供货，适于作为航空发动机压气机盘和叶片材料。表2-7给出了BT25合金典型热处理力学性能，图2-32为该合金典型的微观组织。
表2-7 BT25合金Φ35mm棒材力学性能（热处理960℃/1h空冷+550℃/6h空冷）
图2-32 BT25合金双态组织：等轴初生α（亮）+β转变组织（暗）
（热处理制度：960℃/1h空冷+550℃/6h空冷）
Ti8LC(Ti-Al-Fe-Mo)是西北有色金属研究院研制的一种低成本钛合金。通过合金设计、添加低成本合金元素如Fe替代V等昂贵元素，以期降低合金的原料成本。其典型性能如表2-8所示。合金相变点980~990℃。图2-33~图2-41为Ti8LC合金常见的微观组织。
表2-8 Ti8LC合金典型力学性能
图2-33 Ti8LC合金双态组织：等轴初生α+片层β转变组织
图2-34 Ti8LC合金退火态组织：α等轴组织+少量晶间β
图2-35 Ti8LC合金双态组织：等轴初生α+片层β转变组织
图2-36 Ti8LC合金α区变形30%的形貌：弯曲片层β转变组织
图2-37 Ti8LC合金980℃水淬组织：原始β晶界+β转变组织（含针状马氏体）
图2-38 Ti8LC合金1000℃水淬组织：原始β晶界+β转变组织（含针状马氏体）
图2-39 Ti8LC合金焊缝低倍外观（手工氩弧焊）
图2-40 Ti8LC合金焊缝处组织：快速冷却所形成的针状马氏体
图2-41 Ti8LC合金焊接热影响区组织：全片层β转变组织
SPZ合金是西北有色金属研究院开发的超塑成形钛合金，属于Ti-Al-V-Mo-Fe-Zr系，与SP-700相似，相变点为850~860℃。该合金在720~800℃之间具有超塑性;比Ti-6Al-4V的低100℃以上，在740~800℃、应变速率为1.11×10-3s-1时，合金棒状试样的超塑拉伸伸长率均超过1500%；在760℃初始应变速率为1.11×10-3s-1时，合金的超塑伸长率可达2000%；780℃应变速率为5.56×10-3s-1时，合金最大超塑性伸长率可达2200%。SPZ合金典型的微观组织如图2-42~图2-46所示。
图2-42 SPZ合金铸态的粗大魏氏组织：全片层β转变组织
图2-43 SPZ合金700℃退火（扫描电镜）：等轴初生α（黑色）+β转变组织（SEM）
图2-44 SPZ合金经700℃超塑拉伸变形：初生α（黑色）+β转变组织（SEM）
图2-45 SPZ合金经780℃超塑拉伸变形：初生α（黑色）+β转变组织（SEM）
图2-46 SPZ合金板材加工态（纵向）：拉长的变形组织（SEM）
Ti17合金是美国研制开发的一种“富β”两相钛合金。名义成分为Ti5 Al2Sn2Zr4Mo4Cr（中国牌号TC17），相变点890℃，其特点是强度高，淬透性好，适用于航空发动机中风扇及压气机的盘件。Ti17合金性能见表2-9所示，显微组织见图2-47~图2-53。
表2-9 Ti17合金盘件力学性能（855℃/4h空冷+800℃/4h油淬+620℃/8h空冷）
图2-47 Ti17合金全β组织经850℃热加工
变形量ε=10%，片层α分布于β基体上
图2-48 Ti17合金全β组织经850℃热加工
变形量ε=20%，片层α分布于β基体上
图2-49 Ti17合金全β组织经850℃热加工
变形量ε=40%，片层α分布于β基体上
图2-50 Ti17合金全β组织经850℃热加工
变形量ε=70%，大部分片层α已球化
图2-51 Ti17合金两相区加工后，经780℃/4h
空冷固溶处理，等轴初生α分布于β基体上
图2-52 Ti17合金经780℃/4hAC+620℃/8h空冷处理，
等轴初生α（亮）+次生α基体上析出（暗）
图2-53 Ti17合金经855℃/4h空冷+800℃/4h油淬+620℃/8h空冷处理，
初生α（亮）+针状β转变组织
出自《钛及钛合金金相图谱》
作者：赵永庆 洪权 葛鹏
