TA1(TA2)「Tc4」鈦合金差異
一般將鈦合金劃分為α型、α+β型、β型鈦合金。根據(jù)鈦合金從β相區(qū)淬火后的相組成與β穩(wěn)定元素含量關(guān)系的示意圖，如圖1所示。鈦合金劃分為以下六種類(lèi)型，各類(lèi)鈦合金的主要特征如圖2所示。
α型鈦合金：包括工業(yè)純鐵和只含α穩(wěn)定元素的合金；
近α型鈦合金：β穩(wěn)定元素含量小于C1的合金；
馬氏體α+β型鈦合金：β穩(wěn)定元素含量從C1到Ck的合金，這類(lèi)合金可以簡(jiǎn)稱(chēng)為α+β型鈦合金；
近亞穩(wěn)定β型鈦合金：β穩(wěn)定元素含量從Ck到C3的合金，這類(lèi)合金可以簡(jiǎn)稱(chēng)為近β型鈦合金；
亞穩(wěn)定β型鈦合金：β穩(wěn)定元素含量從C3到Cβ的合金，這類(lèi)合金可以簡(jiǎn)稱(chēng)為β型鈦合金；
穩(wěn)定β型鈦合金：β穩(wěn)定元素含量超過(guò)Cβ的合金，這類(lèi)合金可以簡(jiǎn)稱(chēng)為全β型鈦合金。
圖1 鈦合金從β相區(qū)淬火后的相組成與β穩(wěn)定元素含量關(guān)系示意圖
圖2 各類(lèi)鈦合金的主要特征
圖3所示為整個(gè)相圖中總體上各合金的抗拉強(qiáng)度分布水平（退火狀態(tài)和固溶時(shí)效狀態(tài)）和顯微組織的變化規(guī)律。在Ckp附近的合金具有最細(xì)、最均勻的顯微組織和最高的強(qiáng)度等級(jí)。成分和顯微組織對(duì)鈦合金的性能起著決定性的作用。對(duì)鈦合金的成分-組織-性能的研究中已經(jīng)逐步從定性分析轉(zhuǎn)變?yōu)槎垦芯俊?/span>
圖3 鈦合金β穩(wěn)定元素含量與組織、性能的關(guān)系
Ⅰ-退火狀態(tài)；Ⅱ-固溶時(shí)效狀態(tài)
純鈦的塑性高，但強(qiáng)度很低，限制了其在工業(yè)生產(chǎn)中的應(yīng)用。為了滿(mǎn)足實(shí)際生產(chǎn)中高強(qiáng)度、耐腐蝕性等要求，人們向純鈦中添加一些合金元素形成鐵合金。根據(jù)合金元素和雜質(zhì)對(duì)鈦的β轉(zhuǎn)變溫度的作用性質(zhì)進(jìn)行分類(lèi)，可分為α穩(wěn)定元素、β穩(wěn)定元素和中性元素，形成的四種類(lèi)型的相圖示意圖，如圖4所示。
圖4 合金元素對(duì)鈦合金相圖的影響示意圖
提高β轉(zhuǎn)變溫度，擴(kuò)大α相區(qū)，增大α相穩(wěn)定性的元素稱(chēng)為α穩(wěn)定元素［見(jiàn)圖4(a)］。α穩(wěn)定元素主要包括：合金元素鋁、鎵、鍺、硼和雜質(zhì)元素氧、氮、碳等。鋁是工業(yè)中最常用的α穩(wěn)定元素，通過(guò)置換固溶強(qiáng)化，加入適量的鋁元素可以提高室溫和高溫強(qiáng)度以及熱強(qiáng)性。因此，國(guó)內(nèi)外各種類(lèi)型的鈦合金中幾乎都添加了適量的鋁。但是，鋁含量超過(guò)7wt.％后，易形成脆性的Ti3Al相，在合金設(shè)計(jì)中要避免。鎵和鍺元素在實(shí)際生產(chǎn)中很少采用。硼元素被稱(chēng)為金屬材料的維生素，在鈦合金中添加少量的硼可以細(xì)化晶粒，改善合金的性能。雜質(zhì)元素氧、氮能大幅度提高鈦的強(qiáng)度，同時(shí)也嚴(yán)重降低合金的塑性，因此，在實(shí)際生產(chǎn)中要嚴(yán)格限制其含量。碳元素對(duì)合金的強(qiáng)度及塑性影響較小，生產(chǎn)中比較容易控制。
與鈦具有相同的晶格結(jié)構(gòu)和相近的原子半徑，降低β轉(zhuǎn)變溫度，在β相中無(wú)限固溶，擴(kuò)大β相區(qū)，增大β相穩(wěn)定性的元素稱(chēng)為同晶型β穩(wěn)定元素［見(jiàn)圖4(b)］。它包括鉬、釩、鈮、鉭等元素。其中，鉬的強(qiáng)化作用最明顯，可提高室溫和高溫強(qiáng)度，增加淬透性，并提高含鉻和鐵的合金的熱穩(wěn)定性。鉬和釩的應(yīng)用最廣泛。鈮的強(qiáng)化作用較弱，但也經(jīng)常在鈦合金中添加，特別是在Ti-Al系金屬間化合物中添加鈮以提高塑性和韌性。鉭的強(qiáng)化作用最弱，且密度大，因而只有少量合金中添加以提高抗氧化性和抗腐蝕性。
降低β轉(zhuǎn)變溫度，擴(kuò)大β相區(qū)，還會(huì)引起共析轉(zhuǎn)變的元素，稱(chēng)為共析型β穩(wěn)定元素［見(jiàn)圖4(c)］。這類(lèi)元素包含的范圍較廣，且共析反應(yīng)速度相差十分大。其中，鉻、錳、鐵等元素與鈦共析反應(yīng)溫度較低，轉(zhuǎn)變速度極慢，在一般熱處理?xiàng)l件下轉(zhuǎn)變難以進(jìn)行，故稱(chēng)為非活性共析型元素；反之，硅、銅、氫、鎳、銀等元素，共析轉(zhuǎn)變速度極快，淬火也無(wú)法抑制其進(jìn)行，故不能將β相穩(wěn)定到室溫，稱(chēng)為活性共析型元素。鐵是最強(qiáng)的β穩(wěn)定元素之一，但熱穩(wěn)定性不好，熔煉時(shí)易產(chǎn)生偏析，因而應(yīng)用較少，某些低成本的鈦合金中可以添加鐵元素替代昂貴的釩。鉻是廣泛添加的元素之一，加鉻的合金具有高的強(qiáng)度和好的塑性，并可熱處理強(qiáng)化，但某些條件下會(huì)因析出化合物而降低塑性。錳是早期合金設(shè)計(jì)廣泛使用的元素，可提高強(qiáng)度和塑性，但某些條件下產(chǎn)生共析分解，不穩(wěn)定。硅是提高熱強(qiáng)性和耐熱性的重要微量元素之一，大多數(shù)高溫鈦合金中都會(huì)添加，但一般不超過(guò)0.5%。氫作為有害元素要嚴(yán)格控制，其主要原因是析出氫化物造成氫脆。其他的元素銅、鎳、銀等應(yīng)用很少。
對(duì)β轉(zhuǎn)變溫度的影響不大的元素稱(chēng)為中性元素，主要有鋯、鉿和錫。鋯和鉿與鈦的性質(zhì)相似，原子尺寸也十分接近，能在α相和β相中無(wú)限固溶。鋯的室溫強(qiáng)化作用弱，但高溫強(qiáng)化作用強(qiáng)，通常用于熱強(qiáng)鈦合金；錫的室溫強(qiáng)化更弱，會(huì)發(fā)生共析反應(yīng)，但能提高熱強(qiáng)性。
鈦中的雜質(zhì)含量對(duì)鈦的力學(xué)性能影響很大，雜質(zhì)含量增多，可以提高其強(qiáng)度而降低塑性。氧、碳、氮是鈦中經(jīng)常存在的雜質(zhì)，它們能提高鈦的強(qiáng)度而降低其塑性，其中氮的影響最大，碳最小。
氫對(duì)鈦的力學(xué)性能的影響主要體現(xiàn)在氫脆上。在鈦中，氫的含量達(dá)到一定數(shù)值后，將大大提高鈦對(duì)缺口的敏感性，從而急劇降低缺口試樣的沖擊韌性等性能。一般認(rèn)為，鈦中氫的質(zhì)量分?jǐn)?shù)應(yīng)低于0.007%~0.008%，而不允許高于0.0125%~0.015%，因?yàn)楦哂谶@個(gè)含量，在組織上將析出氫化物，并出現(xiàn)明顯的氫脆現(xiàn)象。
除氧、碳、氮外，對(duì)提高鈦的強(qiáng)度影響較大的元素是硼、鈹和鋁。其他元素對(duì)鈦的強(qiáng)度影響不那么強(qiáng)烈，影響程度依次為：鉻、鈷、鈮、錳、鐵、釩和錫。
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雜質(zhì)（N、O、C）含量wt.% |
RB |
σb/MPa （抗拉強(qiáng)度） |
δ/% （斷后伸長(zhǎng)率） |
ψ/% （斷面收縮率） |
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碘化法純鈦 |
53 |
29.1 |
42.9 |
72.7 |
|
氮含量 wt.% |
||||
|
0.05 |
82 |
40.8 |
21.4 |
51 |
|
0.134 |
102 |
79.5 |
14.7 |
- |
|
0.157 |
104 |
84.5 |
- |
46 |
|
0.236 |
105 |
92 |
15.9 |
36 |
|
氧含量 wt.% |
||||
|
0.04 |
61 |
38.5 |
37.7 |
72.6 |
|
0.10 |
80 |
39.4 |
32.5 |
71.7 |
|
0.25 |
86 |
54.2 |
20.8 |
46.1 |
|
0.46 |
99 |
70 |
19.4 |
34.6 |
|
0.82 |
104 |
- |
- |
|
|
碳含量 wt.% |
||||
|
0.03 |
80 |
34.4 |
26.4 |
48 |
|
0.54 |
91 |
52.4 |
19.7 |
45 |
|
0.8 |
93 |
48.1 |
17.2 |
27.6 |
Y（釔）
|
原始合金 |
原始合金中各個(gè)組分的含量 |
添加稀土元素的含量 |
稀土元素的添加方式 |
稀土元素對(duì)其性能的影響 |
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Ti600 |
Ti-6Al-2.8Sn- 4Zr-0.5Mo-0.4Si |
0.1%Y |
Al-Y 中間合金 |
高溫工作溫度可達(dá)600℃;室溫抗拉強(qiáng)度1068MPa;屈服強(qiáng)度1050MPa;延伸率11%; |
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Ti-6Al-3Sn-3Zr-0.5Mo-0.35Si |
0.3%Y |
Al-Y 中間合金 |
細(xì)化合金晶粒尺寸；氧化表面均勻、致密、平整，氧化物顆粒細(xì)??；0.3%Y 的添加促進(jìn)了致密的Al2O3保護(hù)層的形成，改善了合金的抗氧化性；加入Y后，合金的流動(dòng)性由于原始合金；硬度值由373.7提高到471.3，壓縮強(qiáng)度由1764MPa增加到2083MPa，提高了319MPa，而屈服強(qiáng)度和壓縮率也有所提高 |
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TC4 |
Ti-6Al-4V |
0.02%；0.1%；0.038%Y2O3(0.03%Y)；0.3%Y；0.075%Y2O3(0.06%Y);0.114%Y2O3(0.09%Y) |
金屬Y、Y2O3 |
加入0.02%Y（0.1%Y）時(shí)，合金晶粒平均直徑由0.52mm減小至0.062mm（0.0222mm）；加入Y或Y2O3都可以使合金的晶粒尺寸變小，延伸率增大至近1倍，抗拉強(qiáng)度由855MPa最高增加至896MPa
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工業(yè)純鈦 |
0.022%；0.049%；0.059%；0.116%Y |
金屬Y(99.9%) |
加入稀土元素Y后峰溫向高溫移動(dòng),峰高下降。
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IMI829 |
Ti-5.5Al-3.5Sn-3Zr-1Nb-0.3Mo-0.3Si |
0.2%Y |
Al-Y 中間合金 |
加入Y后，可細(xì)化合金顯微組織和晶粒；在合金中由彌散的沉淀小顆粒物；室溫抗拉強(qiáng)度為996.7MPa，相比加入Y前有所下降；熱處理后具有550℃高溫蠕變性能。 |
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Ti-14Al-21Nb |
0.1%Y |
Al-Y 中間合金 |
加入Y后，可細(xì)化合金顯微組織和晶粒；在合金中由彌散的沉淀小顆粒物；熱處理后700℃、800℃的高溫力學(xué)性能都很好。 |
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Ti-23Al-25Nb |
0.3%Y |
Al-Y 中間合金 |
細(xì)化了合金晶粒尺寸（6-8倍）；加Y后合金氧化表面均勻、致密、平整、氧化物顆粒細(xì)小;添加稀土Y后的合金抗氧化性能顯著提高,氧化增重曲線(xiàn)遵循拋物線(xiàn)規(guī)律,氧化膜厚度變薄,氧化增重量減少;800℃以上溫度時(shí),稀土Y對(duì)合金的抗氧化性能的影響不明顯；850℃氧化截面觀察發(fā)現(xiàn)Ti-23Al-25Nb合金氧化膜呈循環(huán)逐層氧化規(guī)律,加入Y后氧化膜粘附性提高,且厚度減??；
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Ti-45Al-5Nb |
0.3%Y |
Al-Y 中間合金 |
細(xì)化了合金晶粒尺寸；加Y后合金氧化表面均勻、致密、平整、氧化物顆粒細(xì)小;添加Y后，合金由粗大的全層片組織變?yōu)榧?xì)小的等軸晶層片組織，層片間距減小，增加了網(wǎng)絡(luò)狀或點(diǎn)狀析出相，并且合金層片晶團(tuán)尺寸較原始合金明顯減小；
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Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.5Mo |
0.3%Y |
Al-Y 中間合金 |
極大改善了Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.5Mo合金的抗氧化性,氧化層粘附性提高；基體/氧化層界面大量出現(xiàn)波浪形,增加了氧化層與基體的接觸面積,也可以提高氧化層的粘附性; |
|
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NbTi50 |
0.1%Y；0.2%Y；0.3%Y |
金屬Y |
細(xì)化晶粒，且隨著Y含量的增加細(xì)化效果越好；硬度和強(qiáng)度降低；塑性提高； |
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Ti-47Al-2Nb |
0.1%Y；0.3%Y；0.5%Y；0.8%Y；1.6%Y |
金屬Y |
0.1-0.8%Y合金的一次枝晶間距隨Y含量的增加而減小，含1.6%Y合金的一次枝晶間距略有升高。二次枝晶間距隨Y含量的增加而減小。Y先與合金中的O發(fā)生反應(yīng)，當(dāng)Y的含量達(dá)到0.5.%時(shí)，Y在吸收合金中O的同時(shí)，也開(kāi)始與Al反應(yīng)，生成Al-Y化合物。當(dāng)Y含量在0.1-0.3%時(shí)，壓縮應(yīng)力、壓縮應(yīng)變和硬度隨Y含量的增加而增加，超過(guò)0.3%Y的合金的壓縮應(yīng)力、壓縮應(yīng)變隨著Y含量的增加而降低。合金的硬度在0.3-0.8at.%Y時(shí)隨Y含量的增加而顯著下降，1.6%Y合金的硬度又得到了上升。 |
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Ti-47Al-5Nb |
0.1%Y；0.3%Y；0.5%Y；0.8%Y；1.6%Y |
金屬Y |
0.1-0.5%Y合金的一次枝晶間距隨Y含量的增加而減小，含0.8%Y合金的一次枝晶間距略有升高。二次枝晶間距隨Y含量的增加而減小，最后趨于平緩趨勢(shì)。少量的Y首先與O發(fā)生反應(yīng)，當(dāng)Y的含量達(dá)到0.3%時(shí)，也開(kāi)始與Al反應(yīng)生成Al-Y化合物。 該合金的壓縮應(yīng)力并沒(méi)有隨著Y含量的變化有很大的提高。壓縮應(yīng)變以Y含量為0.3at.%時(shí)為分界，當(dāng)Y含量小于0.3at.%時(shí)，壓縮應(yīng)變隨Y含量的增加而增加；當(dāng)Y含量大于0.3at.%時(shí)，則相反。硬度大致隨Y含量的增加而上升。 |
Ce（鈰）
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原始合金 |
原始合金中各個(gè)組分的含量 |
添加稀土元素的含量 |
稀土元素的添加方式 |
稀土元素對(duì)其性能的影響 |
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TC4 |
Ti-6Al-4V |
Ce鹽，陽(yáng)極氧化 |
陽(yáng)極氧化膜完整；氧化膜層厚度由原來(lái)的＜1μm增至＞2μm；提高氧化膜抗點(diǎn)蝕能力。 |
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純鈦 |
0.1%Ce |
Ce-Y中間合金 |
氧化鈰周?chē)奈诲e(cuò)環(huán)為±1/3[1120]型的間隙環(huán)。其慣習(xí)面為[1120]； 位錯(cuò)環(huán)移動(dòng)所需臨界切應(yīng)力為7.8x10-4G。 |
Nd（釹）
|
原始合金 |
原始合金中各個(gè)組分的含量 |
添加稀土元素的含量 |
稀土元素的添加方式 |
稀土元素對(duì)其性能的影響 |
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Ti-6Al-3Sn-3.6Zr-0.5Mo-0.45Si |
0.0%；0.5%；1.0%；1.5%Nd |
Al-Nd 中間合金 |
Nb元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.0%時(shí)，合金的組織為網(wǎng)籃組織，室溫壓縮性能出現(xiàn)峰值，抗壓強(qiáng)度為1772.93MPa，屈服強(qiáng)度為1068.34MPa，壓縮率為36.38%； |
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BT18Y |
Ti-6.5Al-2.5Sn-4Zr-0.7Mo-0.25Si-0.7W |
1.0%Nd |
Al-Nd 中間合金 |
高溫工作溫度可達(dá)550-600℃ |
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Ti55 |
Ti-5Al-4Sn-2Zr-1Mo-0.25Si |
1.0%Nd |
Al-Nd 中間合金 |
高溫工作溫度可達(dá)550℃ |
|
Ti53311S |
Ti-5.5Al-3.5Sn-3Zr-1Mo-0.3Si |
1.0%Nd |
Al-Nd 中間合金 |
高溫工作溫度可達(dá)550℃ |
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Ti60 |
Ti-5.8Al-4.8Sn-2Zr-1Mo-0.35Si |
0.85%Nd |
Al-Nd 中間合金 |
高溫工作溫度可達(dá)600℃ |
Gd（釓）
|
原始合金 |
原始合金中各個(gè)組分的含量 |
添加稀土元素的含量 |
稀土元素的添加方式 |
稀土元素對(duì)其性能的影響 |
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Ti633G |
Ti-6.5Al-3Sn-3Zr-1Nb-0.3Mo |
0.2%Gd |
Al-Gd 中間合金 |
添加0.2Gd可使IMI829合金的平均β晶粒尺寸由500μm減小到100μm,并抑制高溫下β晶粒長(zhǎng)大。 蠕變能力提高近1倍;提升了合金抵抗氧化的能力；強(qiáng)度降低，塑性提高；熱穩(wěn)定性提高；疲勞性能分散性較?。?/span> |
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TC4 |
Ti-6Al-4V |
0.25%-1.0%Gd； |
Al-Gd 中間合金 |
添加0.25~1.0wt%Gd,產(chǎn)生0.5~6μm的稀土沉淀物粒子,隨著Gd含量的增加,沉淀物粒子尺寸增大,數(shù)量增多,并且以長(zhǎng)條狀分布于晶界處；含Gd量大于0.5wt%的合金是難以鍛造的；
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IMI829
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Ti-5.5Al-3.5Sn-3Zr-1Nb-0.3Mo-0.3Si |
0.1%-1.0%Gd |
Al-Gd 中間合金 |
沉淀物粒子的尺寸和分布的不均勻性隨Gd含量的提高而增加；Gd可細(xì)化該合金的組織,能同時(shí)提高IMI829合金的室溫及540℃下的拉伸強(qiáng)度和塑性；添加0.2wt%Gd,能獲得最佳的室溫和高溫拉伸性能。高含量的稀土Gd不降低IMI829合金的可鍛性和拉伸塑性；含lwt%Gd的IMI829合金,其室溫延伸率達(dá)10.7%,斷面收縮率達(dá)23.0%.
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Ti-47Al-2Nb |
0.15%；0.3%Gd |
金屬Gd |
當(dāng)Gd含量為0.15%時(shí)，合金的一次和二次枝晶間距最小。0.3%Gd合金的一次和二次枝晶間距增大。含Gd合金的稀土相形貌均呈顆粒狀，條狀，島嶼狀三種形態(tài)。0.15%和0.3%Gd合金中均含有Gd-O和Gd-Al化合物。0.15%Gd合金的壓縮應(yīng)力、壓縮應(yīng)變、硬度均得到很大程度的提高。但0.3at.%的Gd均使合金的壓縮應(yīng)力、壓縮應(yīng)變和硬度下降。
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Ti-47Al-5Nb |
0.15%；0.3%Gd |
金屬Gd |
當(dāng)Gd含量為0.15%時(shí)，合金的一次和二次枝晶間距最小。0.3%Gd合金的一次和二次枝晶間距增大。含Gd合金的稀土相形貌均呈顆粒狀，條狀，島嶼狀三種形態(tài)。0.15%和0.3%Gd合金中均含有Gd-O和Gd-Al化合物。0.15%Gd合金的壓縮應(yīng)力、壓縮應(yīng)變、硬度均得到很大程度的提高。但0.3at.%的Gd均使合金的壓縮應(yīng)力、壓縮應(yīng)變和硬度下降。
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Er（鉺）
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原始合金 |
原始合金中各個(gè)組分的含量 |
添加稀土元素的含量 |
稀土元素的添加方式 |
稀土元素對(duì)其性能的影響 |
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Ti-47Al-2Nb |
0.2%；0.4%Er |
金屬Er |
合金的一次和二次枝晶間距均減小，合金的析出相由點(diǎn)狀，棒狀，分布不均勻的形態(tài)變?yōu)轭w粒狀，條狀和島嶼狀。含有Er-O和Er-Al化合物；合金的壓縮應(yīng)力、壓縮應(yīng)變和硬度均隨Er含量的增加而降低。 |
|
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Ti-47Al-5Nb |
0.2%；0.4%Er |
金屬Er |
合金的一次和二次枝晶間距均減小，合金的析出相由點(diǎn)狀，棒狀，分布不均勻的形態(tài)變?yōu)轭w粒狀，條狀和島嶼狀。合金的析出相較均勻；含有Er-O和Er-Al化合物；0.2at.%Er合金的壓縮應(yīng) 力、壓縮應(yīng)變和硬度得到了顯著的提高，0.4at.%Er合金的性能降低，但仍比Ti-47Al-5Nb合金的要高。 |
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Ti-16Al-27Nb |
0.3%；0.6%；1.2%；1.6%；2.0% |
金屬Er |
添加微量Er可以細(xì)化合金的晶粒，但不改變合金基體的相組成；當(dāng)Er含量較低時(shí)，主要以固溶形式存在于合金中；當(dāng)Er含量約為0.6%時(shí)，合金中將析出富Er相，并彌散分布于基體中，隨著Er含量的增加，富Er相尺寸變大且沿晶界聚集，導(dǎo)致合金性能下降。固溶強(qiáng)化和彌散強(qiáng)化是微量 Er元素改善合金性能的原因，當(dāng)添加0.6%Er時(shí)，合金具有優(yōu)良的塑性變形能力。 |
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