钛合金锻造讲稿

钛合金锻造内容一、钛和钛合金的基本知识二、钛合金锻造三、钛合金热处理四、钛合金整体叶盘锻造五、钛合金锻造的计算机模拟一、钛和钛合金的基本知识纯钛1）高纯度钛的特性●

具有同素异晶转变的特性

钛在固态随着温度的改变，其原子排列的晶体结构要发生变化（组织转变）。高纯度钛的组织转变温度为882.5℃。也就是说，在882.5℃以下，是密排六方晶体的α-Ti(α相),在882.5℃以上，是体心立方晶体的β-Ti（β相）。可见，882.5℃这个温度是纯钛发生组织转变（α相β相）的温度。因之，将其称为相变点。

由α-Ti转变β-Ti（α相转变β相），其塑性变形的能力发生了变化。

为什么？因为金属塑性变形（锻造）时，首先是沿着晶体中原子排列最密的晶面和晶向优先产生滑移。

为什么？因为原子密度最大的晶面原子间距小，原子结合力强，而晶面的间距增大，则晶面间结合力较弱，滑移阻力当然就小，显然易成为滑移面。而α-Ti是密排六方晶体，其原子排列最密集的晶面只有1个，即{0001}面。

镁就是这种晶体结构。所以镁和镁合金不好锻，塑性很差，锻造容易产生裂纹，更没有听说镁可以冷锻。当然，变形条件改变了，如加热、大变形或高应变速率下次要滑移面也可以开动。所以，镁在热态塑性不坏，很好锻。

对于六方晶体而言，一个滑移面可以有3个滑移方向。所以滑移系的数目是1×3=3个。

但条件变化了，如加热、大变形、高速变形，那么，次要滑移面也将产生滑移。在体心立方晶体中，主要滑移面＋次要滑移面共有48个。当然，滑移容易了，也就是说塑性好了。

β-Ti（相）是体心立方晶体，体心立方晶体原子排列最密的晶面有6个{110}，但滑移方向只有2个，所以滑移系数目6×2=12个。

由此，给我们的启示：●钛合金为什么一般不能冷变形？●又为什么发展近β锻造、β锻造？（除了发挥材料性能）●

为什么要严格控制钛合金终锻温度？●为什么在高速锤上变形、金属填充性能特别好（一般一锤成形）？均与α含量有关●化学性能活泼、容易氧化

高纯度钛的熔点为1668℃±4℃，比铁(1539℃)、钴(1500℃)、镍(1450℃)的熔点还高。如果单从熔点来讲，似乎钛是很好的耐热材料，可是很遗憾，自二次世界大战出现低于400℃使用的TC4钛合金以来，五十年过去了，钛合金的使用温度仍然限于600℃。而将铁、钴、镍加入到钢中形成的铁基、钴基、镍基黑色高温耐热合金，其使用温度可达到900℃。

那么为什么？原因：高温下氧对钛的玷污速率很高控制的杂质氧含量<0.15%氧化膜基体金属的界面

钛金属(如钛棒)在空气中也会氧化的，形成一层很薄的淡黄色的氧化膜，如图黄色的外圈。

一般讲，技术条件控制钛金属中杂质氧含量≤0.15%（为什么？）因为氧增加一点点，塑性(ψ)大大下降。所以，当σb低时，也不要轻易放松氧含量的控制要求。对冶金厂来讲，提高强度并不难，降低海绵钛的品位就可以解决，但是氧含量，ψ。所以，冶金厂也不会随便提高氧含量。

当金属钛（钛合金）在高温下加热时：●由于存在着较大的氧的梯度浓度，则给氧向基体金属扩散（渗透）创造了条件，正如水由高处流向低处一样，落差越大，水的流速越快。高温下，氧很活泼，不断地向金属内部扩散。●氧在固体金属钛中比氢(H)有较大的固溶度，就是说氧在钛中比H有较大的溶解度，而且它不是置换式的固溶，而是间隙式的。只要原子之间有点间隙，它就可以钻进去，讲得明白一点，干脆叫它无孔不入。因而，又为氧向金属内部扩散创造了条件。

讲到这里，你们可能会问，钛合金不要在氧化性气氛中加热，而是在还原性气氛中加热不是更好吗？回答是肯定的：不行。即使没有电炉的条件下，宁可在油炉中加热。

为什么？

氢对钛合金性能的影响远比氧大得多，要发生氢脆。所以，技术条件控制的氢含量<0.012（简称双零控制）。●加热温度越高、时间越长，氧在金属内部扩散越厉害。氧对钛金属玷污的程度∝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

由上表可见:●加热温度越高，时间越长，玷污深度越大。●比钢锻件产生的氧化皮小得多，最大只有0.2mm

可是，其危害不能小视。

为什么？●导致材料表面变脆，由于氧的渗透，在金属表面形成一层富氧层（TiO2）。众所周知，金属凡是与氧结合形成的氧化物，几乎都是脆性的，所以富氧层更确切的含义应该叫做富氧脆性层，实际上常说的“氧脆”就是这个意思。●形成微裂纹，使材料的热稳定性下降。

什么叫热稳定性？简单地讲，金属材料（试样）或者构件在温度场，或者在温度场和应力场共同作用下，其组织和性能变化的程度。●表面稳定性

那么用什么指标来衡量呢？●宏观指标，ψ

在做室温拉伸时，可以测得一个断面缩率，叫ψ1。

经过一定时间热暴露（在炉中加热一定时间，一般100小时）后，再去做室温拉伸，又可测得一个面缩率，叫ψ2，ψ2/ψ1>50％，表示材料或工艺是稳定的，因为稳定性好。否则就判为不合格。当然，一般条件ψ2/ψ1>50％，但β合金（Ti40）或β锻造就不好说了。●另一种微观指标K1C

科学已发展到衡量材料性能，不能单从宏观角度来考虑了，而是可用微观力学性能来表征了，K1C就是表征材料抵抗裂纹扩展的能力。当然，微观指标比宏观指标更重要，更能评价材质的优劣。但是，不管用ψ或K1C表征材料（锻件或构件）的稳定性，都属于表面稳定性。影响材料（锻件或构件）热稳定性的另一个因素内部组织转变。●冶金热稳定

主要是材料内部相分解、相析出引起的热稳定性下降。●β残余相中析出αs相（硬脆相）●形成有序相，致使晶体结构发生变化现在讲不清楚，以后再分析

这里要特别强调的，也是你们应该注意的，有三点：●

试样（热稳定）要求磨削加工，最好用60粒度的

TiS砂轮，乳化液冷却。●

试样加工后，用丙酮擦洗。●

装夹时最好戴上手套，特别是夏天，尽可能不用汗手扶摸。●导热系数小

Al0.52卡/厘米·秒·度15倍

Fe0.19卡/厘米·秒·度5倍

Ti0.036卡/厘米·秒·度以此为1

所以，钛合金不采用快速加热，也不采用低温预热，否则保温时间太长，而是炉温到预定温度后一次直接放入高温区加热。保温时间：0.5～1.0分钟/毫米，一般取0.6～0.8

分钟/毫米,热态回炉减半。●摩擦系数大

就是说比较粘，金属流动性不好，因此注意以下问题：

设计模具时，金属流动激烈处，圆角半角大一点。锻造时，加强润滑。

●

毛坯喷涂玻璃润滑剂，其作用：

a.减少加热氧化

b.减缓冷却

c.润滑作用

●

在锻造时，最好再采用机油＋石墨均匀地洒入上下模膛内，这样：

a.冷却

b.润滑，利于金属流动（对于大型锻件，特别注意均匀润滑）

c.容易出模

这里，要特别介绍的，或者说要消除你们顾虑的，更要引起注意的——热效应问题

钛合金摩擦系数大，那么锻造时金属流动激烈，是否会引起摩擦生热而出现温升（热效应）？

答案是肯定的，会产生热效应的。一般资料介绍可达30～50℃，有些教科书上写着，可能高达100℃以上。假定是这样，那么，国内外传统的相变点以下40～50℃的常规锻造，也只能得到网篮组织，甚至魏氏组织，无法得到等轴组织。网篮组织魏氏组织等轴组织

实际上，国内外，特别是国内常规模锻均获得等轴组织。那么为什么呢？●以上数据是计算出来的。●而且是瞬时可能产生的。这里要告诫大家的：●锤或水压机上模锻时，不必担心热效应问题。

为什么？

润滑剂冷却；散热条件好；间隔时间长●自由锻，特别是小锤上自由锻，必须担心热效应温升问题。由此，提出“控温打钛”新概念。至于模锻锤（对击锤）、水压机上温升如何？下面再介绍。●膨胀系数小热收缩率为钢的一半左右，模具设计时γ=0.7～0.8●高纯度钛的强度很低

σb＝250～300MPa,ψ≈70～80％

一般用于科研，没有工业应用价值。但当其中含有一定杂质时，将强烈地改变机械性能，但此时再也不能称为纯钛，而叫工业纯钛。●

杂质对纯钛机械性能的影响

钛中常见的杂质有O、N、C、H、Fe、Si。

这些杂质元素与钛形成：间隙式或置换式固溶体，过量时形成脆性化合物。※O、N、C、H形成间隙式固溶体，因为这些元素的原子半径很小，它们与钛不是置换式固溶，而是间隙式固溶，只要钛原子之间有间隙，它们就无孔不入。从而使钛的晶格发生畸变，阻碍了位错运动。所以强度提高，塑性下降。

加入0.05%的O、N或C，能使钛的σb分别提高：6、12.5和3.5MPa。其中N的强化作用最大，但使塑性剧烈下降。当含C量大于0.2%，就会出现脆性化合物碳化钛（TiC）。所以C含量一般控制在0.1%。

O、N、C是提高α→β转变的温度，也就是说扩大α相区的，是α稳定元素。

由Ti和H的相图可知：

●

H在β钛中的溶解度比在α钛中大得多

●

且H在α钛中的溶解度随温度的降低而剧烈减少

Ti-H相图H在α-Ti中的溶解度曲线●

H在β相中的溶解度为2%，是降低α→β转变温度的β稳定元素。而H在α相中的溶解度很小，在150℃，小于0.003%。●

当含H的β-Ti共析分解以及含H的α-Ti冷却时，均可析出氢化物TiH2。H含量低时，TiH2呈（黑色）点状，H含量高时呈针（片）状，如左图。

TiH2的存在使合金变脆，称为氢化物型氢脆。断口检查可发现裂纹是沿着氢化物与基体之间的界面发展的。这是因为基体金属与氢化物之间的结合力较弱，受力后引起应力集中而形成裂纹，并迅速扩展而导致断裂。纯钛中的氢化物（黑针）含H0.023%（wt）●

H可用真空退火的办法来去除（O和N不能），为什么？

原因：H在Ti中的溶解度是可逆的，也就是说Ti中的H与外界保持着平衡关系。当外界环境中H的分压力降低时，H就会从Ti中逸出来以维持平衡，即使在Ti中已形成了TiH2，只要加热到320℃以上也能分解。所以，含H的钛和钛合金，置于真空炉中加热时，由于真空炉中H的分压低，又是在加热状态，则H很容易从材料中逸出。●真空退火的条件为800～900℃/真空度为10-3mm水银柱（10-3帕真空度），保温时间1～6小时，视合金成分以及要求的性能而定。※Fe、Si与Ti形成置换式固溶体，尽管Fe、Si在纯钛中也是杂质，但不象O、N、C、H那样对Ti的性能影响大。含0.05Fe或Si，仅使钛的强度提高10～12MPa。

但Fe、Si作为杂质时（Fe与Si也可作为合金元素加入Ti中），其含量要求分别小于0.3%和0.15%。

Fe、Si不管是杂质还是添加元素，主要溶解于β相中，它们是降低α→β转变温度的，是β稳定元素。●为了保证材料的塑性和韧性，在工业纯钛（TA1、TA2和TA3）和钛合金中，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%。●近20年来，国内外发展了一些间隙（杂质）元素特别低的高纯度钛合金。如美国标准纯钛的Ti-6Al-4V合金的O含量小于0.2%，C含量小于0.1%；而高纯度的Ti-6Al-4V（ELI）合金的O含量小于0.13%，C含量小于0.08%。因为O会增加Ti的冷脆性，并严重降低断裂韧性。所以，高纯度钛合金适宜于低温或要求高的断裂韧性时使用。降低间隙元素含量可提高材料的断裂韧性。●综上所述，钛中的间隙杂质虽然能提高钛的强度，但建议不要采用提高间隙杂质来提高钛的强度。

原因：这种杂质不仅严重降低合金的塑性和断裂韧性，而且会加快疲劳裂纹扩展速率，并使其他一些重要性能，如热稳定性，蠕变抗力，缺口敏感性等变坏。

此外，现用的和发展中的高强钛合金主要靠加入大量的合金元素来强化，这就需要基体元素钛有更高的塑性储备。所以提高钛的纯度（实际上是提高海绵钛的品位）是发挥合金潜力以及研制新的高强度、高塑性和高韧性钛合金的必要条件。工业纯钛按杂质含量不同，在我国现行冶标中有三个牌号：中国俄罗斯美国英国日本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中国俄罗斯美国英国日本ONCHFeSiTA1BT1-0Ti-35IMI115TA2BT1-1Ti-55IMI125TA3BT1-2Ti-65IMI1350.10<0.015<0.30<0.15工业纯钛的特点：●从上表可以看到：随着纯度降低，或者说杂质含量增加，工业纯钛强度提高，塑性下降。●工业纯钛在退火状态下为单相的α组织（一片白色），工业纯钛属α型合金，我国用TA表示。●工业纯钛不能采用热处理强化（退火是软化，不是强化）。要想提高工业纯钛的强度，只能采用冷变形的所谓冷作硬化。用钣金成形的飞机蒙皮，其强度可达600MPa。

上面主要以纯钛来介绍其力学性能特点的，其实，对于钛合金来讲，同样存在同素异晶转变、化学性活泼、摩擦系数大、导热性差、线膨胀系数小等特点，以后就不再重复介绍了。

下面对从事切削加工的听众，介绍一点切削加工方面的知识。●钛的化学性质活泼极易氧化，其结果在工件表面形成富氧层，实际上应叫做α硬化脆性层。其厚度取决于加热条件和合金牌号，对于α型和近α

型合金来讲，最厚可达0.7mm，如果不经退火处理，一般的切削刀具是加工不动的。特别是刨削加工更困难，一般采用硬质合金刀具，切削速度为15米/分左右。当富氧层去掉后，还是很好加工的。●钛的导热性差，加工时应不断冷却刀刃，一般采用乳化液，也可以用机油冷却，否则刀具寿命很低。●加工钛比钢需要更大的切削力，应采用刚度好的机床进行车削加工，否则因弹性变形而影响精度。●磨削加工，除了降低磨削速度，还需不断冷却（乳化液）。●砂轮切割，尽可能少用，如用①冷却；②余量大一点，至少3～5毫米烧伤区，做金相试样或性能试样时，必须车或铣掉，否则容易出现假象。2、钛合金

所谓钛合金，除了上面讲到的O、N、H、C、Fe、Si不可避免的杂质外，人为地或者说有意识地在Ti中加入某些合金元素，其目的为了提高或满足某种机械性能。●钛与合金元素的相互作用※影响钛与合金元素相互作用的基本因素在研制一个合金时，首先考虑的问题是加入的元素：

①与钛形成固溶体还是化合物

；②与α-Ti还是β-Ti形成固溶；③溶解度有多大。上述问题主要取决于加入元素的：

①晶格类型；②电子层结构；

③原子半径大小；④电子浓度等。

※钛与合金元素的相互作用●众所周知，钛是过渡族金属元素，它最外层的电子结构3d24s2。

在元素周期表上有很多元素都能与Ti形成置换式固溶体。但是只有外层电子结构与Ti相近的元素才能有较大的溶解度。●那么，哪些元素与Ti是同一过渡族，而且晶格类型相同，外层电子结构和原子半径相近呢？元素外层电子结构原子半径R，À原子半径差（RT-Rx），À晶格类型Ti（钛）Zr（锆）Hf（铪）3d24s2（d2s2）4d25s2（d2s2）5d26s2（d2s2）1.471.601.59-0.13-0.12

从上表可知，Zr与Hf元素与Ti属于同一类，在固态都有相同的同素异晶转变，即在低温时为密排六方晶格，高温时为体心立方晶格。体心立方密排六方···●因此，Zr、Hf既可在低温时溶解于α-Ti，又可在高温时溶解于β-Ti中。又因外层电子结构和原子半径相近，所以，两者在α-Ti和β-Ti中均能无限互溶，就是说加入多少可以溶解多少；而且是置换式的固溶。由于在α-Ti和β-Ti中的溶解能力相同，所以又称为中性元素。●与Zr、Hf元素具有类似特性的还有Sn（锡），但Sn在高温β-Ti中不是无限的，而是有限的溶解。

Zr、Hf、Sn中，Hf是稀贵和稀缺元素，一般不用。Zr、Sn常用。

那么，到底用Zr还是Sn，很有讲究。●这里用TC11合金来举例：

TC11合金是我国于70年代末80年代初仿制原苏联用于500℃的BT9热强钛合金，其名义成分为

Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si。

而原苏联于1958年研制这个合金时，最初用的是2.5Sn。后来发现加Sn的热强性不太好。于1966年以1.5Zr替代了2.5Sn，其目的在于提高持久和蠕变强度。为什么以Zr代替Sn可提高热强性呢？

原因：●Zr的熔点为1750℃，比锡的熔点231.9℃高得多。

一个钛合金的热强性（高温性能）取决于：

①合金的熔化温度②再结晶温度③相变温度

加Zr意味着提高了合金的熔化温度。这里再引入一个科学概念：熔化温度高的合金，其再结晶温度必然是高的。道理很简单，高熔点元素加入到合金中，在提高合金熔化温度的同时，阻碍了合金再结晶过程的完成，也就是说提高了再结晶温度。

同样道理，再结晶温度高的合金，其相变温度也是高的。为什么？

因为只有再结晶过程结束后相变才开始。所以，合金的相变温度在很大程度上决定了这个合金的工作温度。

例如TC4的相变点正常情况下为1000℃，而TC11有时高达1020～1030℃。因此，TC4的使用温度低于400℃，而TC11可在500℃使用。

可见，发展热强钛合金一般选择不是降低而是提高相变点的合金元素是有道理的。如美国的

Ti-1100合金，英国的IMI834合金，两者的相变点为1015℃左右，可在600℃温度下使用。●Zr的固溶强化效果比Sn好。

为什么？

①Zr本身的强度比Sn高；

②Sn在β-Ti中是有限互溶，所以强化效果差；

③Zr与Ti形成以α-Ti为基的连续固溶体，不会引起固溶体的有序化。而Sn不同，Sn的加入，在合金中容易形成有序相Ti3X，使合金变脆，热稳定性差。●最关键的问题，以Zr代Sn降低了Si在α相中的溶解度。

前面已经提到了，Si是β稳定元素，也就是说Si如果是作为元素（不是杂质）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中的溶解度可达0.3%。

当然，在TC11合金中加入0.3Si的目的：既不是强化β相，也不是强化α相，而是为了析出硅化物颗粒而达到弥散强化的效果。

原苏联的材料科学家发现，在BT9（中国早期TC9）中加入Sn，达不到弥散强化的效果，所以，于1966年提出以Zr代Sn。以Zr代Sn具有弥散强化的效果。

为什么？由于Zr的加入，Zr与Ti、Si可形成Ti2ZrSi3和Ti2ZrSi等硅化物沉淀相。这样，没有多余的Si溶解于α-Ti或β-Ti中了。也就是说Si优先与Ti、Zr形成了硅化物。

TC11合金，经950℃/1h空冷+530℃/6h空冷处理，这些硅化物以细小的颗粒弥散分布于β基体上和魏氏体α片层之间。有人把细小的硅化物颗粒比作为小钉子，这些小钉子扎在β基体上与α片层之间，大大地阻碍了金属的滑移和位错运动，即使很小的变形—蠕变，也很困难。因此，蠕变强度高，当然，持久强度高也是同样的道理。

所以，Sn与Zr都是中性元素，但Zr的强化作用比Sn好。下面介绍在元素周期表上的位置与Ti靠近的元素：β同晶元素β共析元素常用元素Mo（钼）、V（钒）Cr（铬）Mn（锰）Fe（铁）Co（钴）W（钨）Cu（铜）Ni（镍）Si（硅）不常用元素Nb（铌）、Ta（钽）Sb（锑）Bi（铋）Ag（银）Ir（铱）Rh（铑）●β同晶元素的特点：

①β同晶元素顾名思意，其晶格类型与β-Ti相同，即体心立方晶格。由于晶格相同，所以它们在β-Ti中无限互溶。换句话讲，它们的加入是固溶强化β相。②与Ti原子半径相差不大，在置换式固溶时，晶格畸变很小。因此，随着加入量的增加，在提高强度的同时，仍能保持高的塑性。例如β21S（Ti-15Mo-2.7Nb-3Al-0.2Si），“九五”期间我国仿制的指标：σb≥1200MPa、KIC≥70MPam½、δ≮8%。美国资料介绍，通过热处理：σb≥1450MPa、KIC≥80MPam½、δ≮8%，属高强高韧合金。③β同晶元素的加入量越多，合金组织中的β相越稳定。当Mo、V含量达到某一临界值时，即使空冷也能将合金中的β相保留到室温。这一临界值称为“临界浓度”。一个合金元素的临界浓度反映其稳定β相的能力，临界浓度越小的元素，稳定β相的能力越大，如Mo的临界浓度为11.0%（重量），而V为19.3%，Mo稳定β相的能力几乎是V的一倍。Mo和V是开发高强合金的主要合金元素，但常用的是Mo，如β21S中有15Mo，βⅢ中仅有11.5Mo，称为β合金（又称亚稳定β合金），而Ti-1023中，有10V，只能称为贫β（近β）合金。④在Ti中加入Mo、V、Nb、Ta来稳定β相的一个特点，所得组织的稳定性好，且不会发生共析反应而使合金在一定条件下变脆。换句话讲，在合金中除了加入Mo、V、Nb、Ta以外，加入其他β稳定元素，如常用的元素Cr、Mn、Fe、Co、W、Cu、Ni、Si等都会发生共析反应，只是反应速度快慢而已。●β共析元素的特点：

①它们在α-Ti和β-Ti中均为有限溶解，但在β-Ti中的溶解度比α-Ti中大得多。因为毕竟是β稳定元素，当然主要溶解于β相中来稳定β相和固溶强化β相。②这类元素与β相形成的固溶体，在一定条件下要发生共析反应，其结果将β相分解为固溶体和γ相。而γ相通常是以金属间化合物为基的固溶体。众所周知，在钛合金中凡是出现金属间化合物，一般都会使金属变脆。

Ti与Cu、Ni、Si等非过度族元素形成的共析反应进行极快，在一般冷却条件下，不能阻止其共析反应。换句话讲，很难将加入这类元素的合金中的β相固定（保留）到室温。我们把这类元素称为活性β共析元素，有时干脆称之为快共析元素。

Ti与Fe、Mn、Cr等元素形成的共析反应进行极慢，在通常冷却情况下根本来不及进行。所以把这类元素称为非活性β共析元素，也称慢共析元素。

Fe、Mn、Cr是研制合金中最常采用的β共析元素，Fe（5.2～5.7%wt）、Mn（5.7%wt）、Cr（9.0%wt）稳定β相的能力比Mo（11.0%wt）、V（19.3%wt）等大得多。但Fe、Mn、Cr毕竟是β共析型元素，尽管在通常条件下共析反应来不及进行，可是来不及进行不等于不会进行，在一定温度场和应力场作用下，共析反应还是要发生的（共析反应的结果会使合金脆化）。所以，研制高温下工作的合金时，一般不宜将Fe、Mn、Cr作为主元素加入到合金中去。●前苏联的钛科学工作者认为：对于热强钛合金来说，添加共析型β稳定元素，不应该认为有发展前途。原因：

①Cu、Ni、Si等快共析元素不能将β相保留到室温；

②Fe、Mn、Cr等慢共析元素，在一定条件下发生共析反应会使合金变脆。

因此，研制高温钛合金一般添加β同晶型元素Mo、V、Nb、Ta。

但美国、日本等，在90年代中后期，开发含Fe的钛合金来降低材料的成本而用于汽车工业。

既然讲到了Fe这个慢共析β稳定元素，先将β斑点作一介绍。这里举Ti-1023合金（Ti-10V-2Fe-3Al）为例。

由于含Fe量较高（2%），熔炼过程中因偏析而易形成β斑点。下面介绍三点：

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β斑点的特征

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β斑点产生的原因和改善的办法

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β斑点对性能的影响◆β斑点的特征●在低倍照片上以亮斑的形式出现（图中大大小小的白块），实际上肉眼也可以看到亮斑。β斑点的低倍特征●在高倍照片上β斑点以区域的形式出现。在斑区内仅有少量α相，甚至没有α相。但可明显的见到原始β晶粒边界。β斑点的高倍特征

通过实验，可以进一步发现：①斑区内的显微硬度一般大于基体（正常组织）的硬度；②微区成分分析，斑区内α稳定元素含量低于基体，而β稳定元素含量一般大于基体。关于判断β斑点的定量标准，至今尚缺乏统一认识。欧洲生产者技术委员会规定：α相（等轴或条状）含量少于基体的20%，定义为β斑点。◆β斑点产生的原因和改善的办法●在α、近α和（α+β）钛合金中，由于添加的β稳定元素含量较少，所以不常出现β斑点。●而在近β和β钛合金中，特别是添加Fe、Mo、Mn、Cr、Cu等β稳定元素的合金中，出现β斑点的几率较大。

Mo的熔点较高（2610℃），如果以Mo元素加入，由于Mo颗粒较大，难以完全熔化而沉淀于熔池底部形成Mo偏析。偏析是形成β斑点的潜在因素。

前面已提及Fe、Cr、Mn、Cu均属于β共析元素，主要溶解于β相，但在β相中不是无限而是有限溶解，如局部区域含量较多，就有可能形成偏析。另外，Fe、Cr、Mn又属于慢共析元素，特别是Fe是沉淀型慢共析元素。因此，Fe在β相中的有限溶解，Fe又是沉淀型慢共析元素这两个特点，为材料化学成分不均匀带来了隐患。

严重的化学成分不均匀（偏析）是形成β斑点的根本原因。

众所周知，真空自耗电弧熔炼的特点：边熔化边凝固。

钛合金化学成分的均匀性取决于：（1）电极中的合金料（海绵钛，加入的元素或中间合金）的均匀性；（2）熔炼过程中在有限的熔池中的搅拌。如果压制电极用海绵钛，加入的元素、合金、中间合金颗粒大小不合适；或布料不均；或因电极压制时焊接得不好，在熔化过程中有大块合金料掉入熔池又来不及熔化和搅拌均匀就凝固了。

从凝固条件来分析，可能产生β斑点的原因：①合金元素的分配率；②凝固速度；③液相移动和扩散速度等等。其中影响最大的是合金元素的分配率。上述诸多因素都有可能造成化学成分不均匀而形成偏析。

1980年，美国《宇航材料手册》中提到，Fe偏析波动0.5%（wt）。β转变温度相应地降低42℃。因此，采用传统的相变点以下40～50℃常规锻造，或者采用相变点以下15℃左右加热变形的近β锻造。那么Fe偏析富集的局部区域，往往容易接近甚至超过β转变温度而使α相减少，或完全消失。前已提及欧洲钛生产技术委员会的规定，α相含量少于基体（正常组织）的20%，即定义为β斑点。所以，对于含有Fe、Mo、Cr等元素可能造成化学成分不均匀而形成偏析的合金，最好先采用β锻造，然后再在（α+β）较低温度锻造。

道理很简单：

在β区加热锻造，提高了温度，有利于偏析元素的扩散。在（α+β）两相区偏下部加热、锻造，那么即使局部区域因偏析元素降低了相变点，也不至于接近相变点而使α相大大减少，或完全消失而形成β斑点。锻造是这样，对热处理也是同样的道理，对Ti-1023合金来讲，固溶温度尽可能低一点。

Froes对β钛合金的研究指出：如果最后的热加工和热处理，在足够低的温度下进行，将观察不到或很少有β斑点的存在。我们的研究得到了同样的结果。

我们对Ti-1023合金β斑点的研究，还发现了一个十分有趣的事实：锻后采用水冷，可明显减轻β斑点。这个现象的理论解释还没有资料加以论述。我们认为：锻后水冷能保留金属变形产生的大量晶体缺陷，而这些晶体缺陷在随后的热处理过程中，不仅成为形核的场所，而且缺陷所储存的畸变能为元素扩散提供了激活能。

根据位错理论，晶体发生形变可使位错密度提高5～6个数量级，而原子沿着位错畸变区进行迁移要比晶内容易，可见，水冷储存的畸变能加速了扩散过程的进行，使Fe偏析均匀化，从而减轻了β斑点。综上所述，Ti-1023合金的β斑点不仅与原材料化学成分不均匀有关，还与热加工工艺有关，而Fe偏析是形成β斑点的根本原因。◆β斑点对性能的影响

β斑点主要影响材料的塑性和低周疲劳性能。

β斑点对Ti-1023合金拉伸性能的影响最大β斑点面积（Smax，mm2）β斑点占断裂截面积百分比（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

从上表可以看到：●断裂面上没有β斑点（Smax=0）的试样,ψ值高达48.7%。●断裂面上存在严重β斑点（Smax=0.58）的试样,ψ值仅为11.0%●不仅最大β斑点面积Smax影响塑性，而且β斑点占断裂截面积百分比PA同样影响塑性。有的试样Smax值没有超过控制标准（0.762×0.762）。但PA很高，例如Smax=1.28×0.16=0.20mm2的试样，由于断裂面上β斑点很多，PA=5.7%，其对应的ψ值只有11.9%。

因此，在实际生产中，除了应控制Smax外，还应考虑PA值。β斑点对Ti-1023合金低周疲劳性能的影响最大β斑点面积（Smax，mm2）β斑点占断裂截面积百分比（PA，%）应力（σ，MPa

）低周疲劳寿命（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断在夹头处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

从上表可以看到：●在断裂面上没有β斑点（Smax=0）的试样，Nf=1.61×107；●在断裂面上存在严重β斑点（Smax=7.83）的试样，疲劳试样断在夹紧部位（夹头处）；●在断裂面上存在严重β斑点（PA=31.22）的试样，Nf仅为2.3×105。

因此，同样道理β斑点严重的试样，不管是Smax，或是PA都会影响低周疲劳寿命。

为什么？●β斑点对拉伸性能的影响

在β斑区内几乎没有初生α相，主要是原始β晶界构成轮廓的时效β基体，如下图。

前已提及，斑点内的显微硬度值一般高于周围的正常组织，反映在拉伸性能上强度升高，塑性下降。（σb=1280，ψ=11.9%；σb=1302，ψ=11.0%）

主要原因：※决定这种组织低塑性的主要原因，是原始β晶界和晶界α膜。由于：●β斑区内的晶界α导致存在长的软相区域，在拉伸变形时，软相α优先变形；●又因时效β基体强度高，从而大的塑性变形集中在相当小的体积之中（晶界α上），在时效β基体未达到屈服之前，晶界α已经产生较大变形；●因此长的滑移区域、高的应力集中和局部塑性变形均产生于β斑区内的晶界三角点上。所以，空洞首先在β斑点内的晶界上形核、继而长大、连接，并沿着晶界扩展，见下图。最后导致晶界断裂。空洞形核、连接裂纹沿晶界扩散断裂试样的断口形貌●β斑点对低周疲劳寿命的影响※β斑点降低低周疲劳性能●β斑点的存在导致材料组织不均匀性增加，在斑区内原始β晶界与晶界α处易产生局部塑性应变集中。

Feltner和Beardmor的研究指出：应变在晶界的集中通常与晶粒尺寸成正比，而β斑点正是材料中最大晶粒尺寸的区域（原始β晶粒），所以应变主要集中在β斑点区内原始β晶界上。●由于时效β基体的强度高，故滑移在软相α与时效β基体的交界面受阻，位错在晶界处塞积，当应力集中达到一定程度，晶界发生开裂，继而沿晶扩展形成晶界断裂，如下图。●β斑区的多重裂纹形核是导致材料过早断裂，降低低周疲劳寿命的根本原因。β斑点内晶界断裂照片β斑区内多重裂纹形核照片

回过头来，介绍钛与合金元素的相互作用

在元素周期表的位置远离Ti的元素有：常用的元素Al（铝）不常用的元素Ga（镓）、Ge（锗）、Ca（钙）●这类元素的特点：①它们的电子结构，化学性能与Ti的差别很大。②在固态会发生包晶反应，生成一个或几个类型的金属间化合物。③在α-Ti和β-Ti中均为有限溶解，所以，Al含量一般不大于7%，否则会出现Ti3Al等金属间化合物。④Al包括O、C、N在内，是提高β转变温度的，称为α稳定元素。

目前常用的添加元素（有意识加入的）有三种：Ⅰ类：Al（铝）Ⅱ类：Sn（锡）、Zr（锆）Ⅲ类：Mo(钼)、V(钒)、Co(钴)、Ni(镍)、Cr(铬)、

Mn(锰)、Cu(铜)、Fe(铁)、W(钨)、Si(硅)不常用的添加元素有：

Ga(镓)、Sb(俤)、Nb(铌)、Ta(钽)、Bi(铋)、Ag(银)、Ir(铱)、Rh(铑)、Hf(铪)、Ge(锗)

由于加入元素不同，从而得到了不同类型、不同牌号的钛合金。在介绍不同类型合金之前，先简单介绍合金的分类：TA7金相照片●按退火后（退火状态）得到的基本组织分类：

●

退火后基本组织是α相的，称为α型钛合金。

●

退火后的基本组织是α相＋β相，但以α相为主的，称为近α型合金。BT20照片Ti-679照片●

退火后的基本组织是(α+β)相，称为(α+β)

型合金（一般称为两相合金）。TC11金相照片某合金金相照片●

退火后的基本组织为β相，但有一定α相的称为近β型合金。●

退火后的基本组织全为β相，称为β型合金。某合金金相照片Ti-17合金金相照片说明：●讲的是基本组织，实际上，工业用的钛合金，即使在退火状态下，其组织还存在某些金属间化合物，如硅化物（颗粒）、Ti3Al等，但在分类时可以不考虑。●用β加工的方法（β锻造、β处理）将高温

β相保留下来得到全β相，也算β合金，称亚稳定的β合金。

那么为什么退火状态下会得到不同类型的合金呢？决定因素是加入的合金元素不同，它们对钛的同素异晶转变温度的影响是不同的。

前面已经提到，在Ti中添加元素可分为三类：

Ⅰ类：Al（铝），杂质元素

O、N、C是提高相变点温度的，称α稳定元素。从右图可以看到：●Al含量（α稳定元素）增加，α相区扩大●Al含量（α稳定元素）增加，α

β、(α+β)β转变的温度提高α稳定元素含量％（Al%）βα+βαT℃Ti-Al状态图的部分

意味着加入Al元素，使α相更加稳定了，也就是说提高α相的转变温度。因此，把Al称为α相的稳定元素。除Al以外，还有杂质元素O、N、C也是α稳定元素

为什么Al、O、N、C是稳定α相的元素？原因：●Al在α-Ti中有很大的固溶度，就是说Al主要溶解于α-Ti中，可见Al是固溶强化α-Ti（α相）的。所有Ti合金中，几乎没有不加Al元素的，除了Al元素多（海水也可以提取Al元素）、便宜、轻质外，最大的原因，它能溶解于α相中，固溶强化α相。除此之外，加入Al使α相更加稳定，要使α相向β相转变，必须更高的温度。●

Al在β-Ti（β相）中几乎不溶解，不管加入多少Al（当然有限量的，一般不超过7％，否则易形成Ti3Al有序相）都是固溶强化α相的。●杂质元素O、C、N以间隙式的溶解于α-Ti中。

人所共知，一个元素加入到另一个为基的元素中（如Al加入Ti中），往往是提高其再结晶温度的，为什么？

已经知道，α-Ti是密排六方晶体，而Al的加入，使α-Ti的晶格发生弯扭，从而阻碍了原子再结晶过程中的定向移动，因而延迟了晶粒的聚集长大过程，那么要实现和完成再结晶，必须要更大的能量——提高温度。所以，Al的加入提高了再结晶温度。

可见，再结晶温度是与相变温度有密切关系的。再结晶温度高，合金的熔化温度就高。众所周知，决定金属热强性的基本因素是熔化温度。所以，提高金属熔化温度意味着提高工作温度。因此，近α合金是发展热强钛合金的方向。这里，先提个问题：α型钛合金（如TA7）锻造温度比（α＋β）型高还是低？Ⅱ类：Sn（锡）、Zr（锆），对相变温度影响不大的，

称中性元素。由图可知：●Sn、Zr加入量对αβ、

(α＋β)β影响不大。原因：βα＋βαT℃中性元素含量％

Sn、Zr在α-Ti和β-Ti中均为无限互溶，就是既溶解于α相又溶解于β相。所以，称为中性元素。Ⅲ类：Mo、V、Co、Ni、Cr、Mn、Fe、Cu、W、

Si等及杂质元素H降低相变温度的，称β稳定元素。βα＋βαⅠt3t4t2t1β稳定元素含量％ⅡT(℃)由图可知：●

β稳定元素含量增加，β相区扩大。●β稳定元素含量增加，αβ、(α+β)β转变温度降低。意味着β稳定元素的加入，使得β相更加稳定了。当β稳定元素达到一定量，冷却过程中高温β相不会发生转变，可将其固定到室温，得到所谓亚稳定β型合金（以后再讲）。

因此，将上述元素称为β稳定元素。

那么为什么把上述添加元素称为β稳定元素？原因：●

这类元素主要溶解于Ti-β(β相)，从而使β相更加稳定。●这类元素主要溶解于Ti-β(β相)，主要是强化

β相的。顺便提一个问题，β稳定元素含量高的钛合金，其相变点如何？肯定比较低。由图可见：在成分Ⅰ的合金，αβ转变的温度t1,(α+β)β为t2在成分Ⅱ的合金，αβ转变的温度t3,(α+β)β为t4

t3低于t1，t4低于t2，

可见β稳定元素越多，αβ转变温度越低。讲到这里，可以引出一个新的概念了：钛合金的分类，除了上面讲的由退火后的基本组织而定，还可以由β稳定元素含量的多少而定。后者更容易区别，更容易记住。TA1TA2TA3除了Ti只有杂质工业纯钛TA4(Ti-3Al)TA5(Ti-4Al)TA6(Ti-5Al)TA7(Ti-5Al-2.5Sn)TA8(Ti-5Al-2.5Sn-1.5Zr-3Cu）α型钛合金●如果合金中没有β稳定元素，或者很少，称为α型合金。●如果合金中β稳定元素含量<2％，称为近α合金。TC2:Ti-3Al-1.5Mn中国Ti-1100:Ti-6Al-2.75Sn-4Zr-0.4Mn-0.45Si美国IMI834:Ti-5.8Al-4Sn-3.5Zr-0.7Nb-0.5Mo-0.35Si英国IMI685:Ti-6Al-5Zr-0.5Mo-0.25Si英国Ti-679(IMI679):Ti-2.25Al-11Sn-5Zr-1Mo-0.25Si英国Ti-55:Ti-5.3Al-4.1Sn-2Zr-1Mo-0.25Si-1Nd(钕-稀土)中国BT18:Ti-(7.8~8.3)Al-(0.4~0.8)Mo-(7.8~8.5)Zr-(0.8~1.2)Nb

苏1963年研制

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

苏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

苏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中国标准●如果合金中β稳定元素含量在2~6％，≯8％，称为(α+β)型两相钛合金。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苏1957年研制

Ti-(4.0~6.2)Al-(1.0~2.5)Mo-(1.5Zr~2.5)Cr苏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

苏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中国研制●如果合金中β稳定元素含量在8~17％，称为近β型钛合金（亚稳定β钛合金）。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稳定元素含量在>17％，称为β型钛合金（仍然是β钛合金）。TB1:Ti-11Cr-7.5Mo-3Al中国TB2:Ti-5V-5Mo-8Cr-3Al中国Ti-40:Ti-25V-15Cr中国AlloyC:Ti-35V-15Cr美国说明：①上面的分类，比较细了，实际上粗分为三类：α型、(α+β)型、β型钛合金。②近α型是α型的发展，近β型为β型的发展（但都称为亚稳定β钛合金）。③成分线Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ、Ⅳ、Ⅴ只是相对的示意。(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稳定元素含量（％）由上图可以看到：●α型钛合金相变点很高，几乎任何温度下都是单一的α相。因此，要改善工艺塑性，需提高加热锻造温度。TA7就是这样，只有在相变点附近锻造，否则很容易锻裂。原因：密排六方晶体，滑移数目只有三个，工艺塑性很差。●近α型钛合金

同样如此，它们是靠α稳定元素(Al)、中性元素(Sn、Zr)和少量β稳定元素来强化合金。前面已经提到，相变点高的合金，其再结晶温度也是高的，因为一般讲，再结晶温度结束，相变开始。按照金属热强性理论，决定金属热强性的基本因素：①熔化温度；②组织结构；③再结晶温度；④相变温度。以上原因，可见，近α型合金的热强性很好，是世界各国发展高温钛合金方向，如600℃使用的Ti-1100合金、IMI834合金均属于近α型合金。●近β型钛合金这类合金从图上看：①相变点很低；②甚至任何温度都可以把高温β保留下来。因此，从上个世纪80年代开始，特别是美国主要开发研制β合金（包括近β合金）。为什么？●军事需要

50年代的朝鲜战争，美国飞机在战场被击落击伤近1000架，60年代的越南战争，美国飞机的损失更加惨重，累计4000多架。两次大的战争美国的财力损失很大，但大大促进了美国钛工业和钛加工技术的发展。

之后，再没有发生大的战争。一直到80年，美国直接参与两伊战争结束后，国际形势相对缓和了。此时，美国开始大大削减军事工业的用钛量，把钛工业的发展重点转向民用飞机上。两伊战争充分显示了美国军事工业的强度大、军事技术的先进性，可是，给美国带来的负面影响，伊拉克报复美国，油价激烈上涨。因此，飞机公司比以往任何时候更着急寻找具有更高强度的钛合金来提高飞机的结构效益以减轻飞机自身重量，节省油耗。为了石油，导致了2003年3月20日的伊拉克侵略战争。●飞机设计者的需要

随着微观力学和断裂力学的发展，由过去的静强度设计观点，开始转向损伤容限设计的新观点。

静强度设计，以材料的σb,σ0.2,δ,ψ,ak五大性能指标为设计依据。

损伤容限设计，以材料的微观指标K1C为设计依据。为什么？原因：

在实际应用中，常常出现一种低应力的断裂事故，即构件的工作应力低于材料的屈服强度而发生的脆性断裂事故。经材料和力学家的分析发现，构件内部常常存在一种宏观尺度裂纹。这种裂纹有可能是铸造、锻造、热处理，甚至机械加工产生的。因此，这种带有裂纹的构件使用时的安全性、可靠性和寿命，当然不能用σb,σ0.2,δ,ψ,ak来衡量了。而是应该用裂纹失稳扩展的抵抗能力来评价。如果材料的裂纹失稳扩展抵抗能力越好，那么使用越安全，或者说，即使构件中存在裂纹，照样可以使用而且不会造成断裂或者很快就断裂。把这个能力叫做断裂韧性，材料上称K1C。

讲到这里再引出一个概念——断裂寿命材料的寿命由两部分组成

f总=f形核＋f扩展

f形核寿命与材料的塑性有关系。塑性好，材料不易形核（不易产生裂纹源），也就是说推迟形核，所以f形核长。

f扩展寿命与K1C有关系。当材料内部出现裂纹，再也不能靠塑性来抵抗裂纹发展，而是取决于K1C微观强度指标。

再引伸一步——da/dN裂纹扩展速率概念如果da/dN越小，即裂纹扩展（发展）速率越低，表示裂纹扩展得越慢，那么K1C越高。可见，K1C是表征材料或构件的寿命的微观强度指标。

20世纪80年代的飞机设计者，已经考虑到提高飞机构件的结构效益和构件的寿命了。而β钛合金正好可满足这一点。可以在更高的强度水平上比(α＋β)两相钛合金具有更好的断裂韧性。●降低飞机构件制造成本的需要①添加的β稳定元素含量很高，因此

⑴淬透性最好，可制造更大截面的飞机结构件。

⑵体心立方晶体的塑性极好、变形抗力小、成形性能好。

⑶可以加工成薄材和箔材。

⑷保留高温β相，可通过热处理时效强化，获得更好的强度与K1C的最佳匹配。②相变点低

⑴适用于等温锻造，模具工作温度低，可降低生产成本。

⑵相变点、锻造加热温度低，节省动力消耗。二、钛合金锻造1、钛合金的组织类型(1)等轴组织BT20(叶片)TC11合金某合金等轴组织复型照片Ti-17合金Ti-1023合金●表达式：

(α+β)组织，白色颗粒α等，交错分布的细条领域β转（又称转变β基体）或(α等+β转)

或(α等初+β转)β转基体中的细条魏氏α(α魏)，细条之间黑色底为残余β(β残)。所以，β转(α魏+β残)因此，等轴组织＝(α等+α魏+β残)●特征：●

α等轴≈40％以上，甚至70～80％●等轴α，可能是球形的，又可能是椭圆、橄榄形、棒锤形、长条形。(2)双态组织TC11BT20●表达式：

(α+β)组织，可以与等轴组织完全一样的表示。●特征：等轴α<40%，锻后空冷，因之，转变β基体中的α平直成束。Ti-17(3)三态组织TC11水冷TC11水冷大变形Ti-679●表达式：(α等+α条+β转)组织●特征：

α等≈10～20％，α条≈60～70％，且混乱交织

Ti-17(4)网篮组织β锻空冷β锻空冷，晶界破碎β锻后水冷β锻空冷，断续的晶界β锻水冷●表达式：(α等+β转