● 纯钛是一 种银白色金属882.5℃以下它具有密排六方结构（α相），高于此温度，发生
℃同素异构转变，成为体心立方结构（β相）。α-Ti 882.5 β-Ti
● 钛与氧的化学亲合力强，甚至在室温下其清洁的表面也会迅速地形成稳定而坚韧的氧
化层这种行为产生自然钝化，因而钛具有良好的耐盐、耐氧化性酸和无机酸腐蚀性能。 ● 在退火状态下工业纯钛的抗拉强度为350～700MPa ，伸长率为20～30％，冷弯角80o ～
130o 具有良好的低温性能。
● 钛的热膨胀系数和导热率小，具有良好的焊接性。
● 工业纯钛：根据最低的力学性能和最大的间隙杂质含量来分类。TA1、TA2、TA3。 ● α钛合金： 是一种固溶强化钛合金TA4、 TA5、 TA6……TA19。
● β钛合金：含β相稳定元素百分率高（实际上不是单相钛合金）， α相转变非常缓慢，
室温显微组织几乎全部为β相，可通过热处理来提高强度，优良的成形性能和加工性能，焊接性一般TB2、TB3…..TB6。
● α +β钛合金：可用固溶—时效热处理进行强化，含有α稳定元素和少量的β相稳定元
素。TC1、TC2…TC12。
● α相稳定元素：可以大量固溶在α相中扩大α区的元素Al 、O 、N 。
● β相稳定元素：可以大量固溶在β相中扩大β区的元素V 、Mo 、Co 、Cr 、Fe 、Mn 、H
等。
气体等杂质污染而引起焊接接头脆化：
常温下，钛及其合金比较稳定，随着温度的升高，钛及其合金吸收氧、氮及氢的能力也随之上升。
①氧的影响：从400℃开始吸氧， 600℃快速吸氧，氧以间隙固溶体的形式存在，晶格畸变固溶强化，导致钛及其合金强度提高、塑性韧性下降。焊缝含氧量随保护气体中的氧含量增加而直线上升。在α钛中最大固溶量为14.5％。在β钛中最大固溶量为1.8％。含氧量越高固溶强化越严重。
氧会导致钛合金氧化，钛是一种活性元素，
当钛及其合金表面为银白色和浅黄色时钛合金几
乎未发生氧化；当钛及其合金表面为青灰色是中度氧化；为黑色和出现白色粉末时是严重氧化。 ②氮的影响：从600℃开始吸氮，700 ℃快速吸氮，在α钛中最大固溶量为7％；在β钛中最大固溶量为2％。氮是从空气中进入的。
当钛及其合金中的氮未超过饱和溶解度时，氮存在于钛及其合金的间隙位置，形成间隙固溶体，导致晶格畸变，强度增加，塑韧性下降。
当钛及其合金中的氮超过饱和溶解度时，一部分氮存在于钛及其合金的间隙位置，形成间隙固溶体，导致晶格畸变，强度增加，塑韧性下降；其他氮与钛反应生成硬脆的TiN ，使得材料的塑韧性和强度显著下降。
③氢的影响：从250℃开始吸氢，300℃快速吸氢。氢在金属中会形成间隙固溶体，固溶量很小，对强度提高和塑韧性下降的效果不明显；更为重要的是钛和氢在325℃会形成针状和片状的TiH 2，硬脆的TiH 2增加了缺口的敏感性，使得焊接接头的冲击韧性显著下降。氢还会造成氢致冷裂纹。
④碳的影响：碳可以固溶在α钛中，使得焊缝的强度有所提高，塑韧性有所下降；当碳的含量过高时在焊缝中会形成网状的TiC ，使得焊缝的塑性急剧下降并会诱导产生裂纹。
● 焊接相变引起的性能变化
1. 工业纯钛：
E 大的情况下，因为Ti 的比热和导热系数小，冷却速度比钢慢，导致HAZ 高温停留时间长（相同的E 下，为钢的2～3倍），晶粒过热粗大，过热区面积增大，使得接头脆化，塑韧性降低。
如Ti 中含有0.05％的Fe ，焊接时会产生针状β相，使得塑韧性下降，耐腐蚀性下降。 E 小的情况下，冷却速度过快，α相经过无扩散性的共格相变，形成α’相，针状的Ti 马氏体α’ 相使得塑韧性下降。
2. α钛：
α钛大部分有Sn 、Al ， E 小的情况下，冷却速度过快，过饱和的α相经过无扩散性的共格相变，形成α’相，针状的Ti 马氏体α’ 相使得塑韧性下降；E 大的情况下，冷却速度比钢慢，导致HAZ 高温停留时间长，晶粒过热粗大，过热区面积增大，使得接头脆化，塑韧性降低。
3. α +β钛：
TC1～TC4这些钛合金是以α相为主，少量β相。
当E 小时，冷却速度快，会发生α α’相， β α’相，过饱和的α’相会使得塑韧性下降，冷却速度越快α’ 越细，量越多，塑韧性下降越多。以退火态TC4为例焊接接头强度系数为100％，但塑性只有母材的50％。
当E 大时，因为这类Ti 合金，合金化程度高，晶粒长大倾向小，对塑韧性影响不大。 TC9～TC17这些钛合金合金化元素高，在焊接时β相会变为脆性w 相，小E 产生α’相，不但接头塑韧性下降且会产生HAZ 裂纹。采用焊前预热的方法可以避免产生α’相，提高塑韧性。
4. β钛：
亚稳态β钛合金TB2， β+极少量的α相，焊接时得到亚稳定的β相，焊后热处理和高温使用会析出α相，使得接头脆化。这种钛合金焊接时塑性好，但强度下降。
稳态β钛合金Ti-33Mo 焊接时无相变，焊接性良好。
● 钛及其合金对热裂纹不敏感，
其原因是S 、C 等杂质少，低熔共晶数量少；线膨胀系数小，应力变形小，不易产生热
裂纹。 α +β钛合金β稳定元素多，有可能产生热应力裂纹。
● 钛及其合金焊接时主要产生冷裂纹，是一种延迟裂纹，主要原因：
①焊接时，焊缝金属中的氢向HAZ 扩散，此处的氢浓度大于临界氢浓度，诱导氢致裂纹萌生； ② H 2+Ti=TiH2，生成的针状TiH 2比较脆且发生体积膨胀，形成较大的组织应力，使得氢致裂纹敏感性大大增加；
③由于焊接接头中存在残余应力，残余应力诱导氢扩散，同时拉伸残余应力为裂纹的萌生扩展提供了力学条件。
● 钛合金的气孔问题：
钛及其合金是一种活性金属，生成的气孔主要是氢气孔（少量CO 气孔）。
● 气孔的分布：
①在焊接线能量大的时候主要产生在熔合线；
②在焊接线能量小的时候，焊缝冷却速度快，气体来不及从熔池中逸出，形成焊缝中部结晶气孔。
● 产生气孔的原因
①氢的来源：弧柱中的氢和水分、母材表面氧化膜吸附的结晶水、橡胶手套表面的增塑剂、焊材和母材表面的油污和吸附水。
②氢在Ti 中溶解度变化如图所示，从图中可见在凝固时溶解度突变；在液态时随温度的降低溶解度增加。在焊接过程中，熔池中心温度高，在熔池边缘温度低，故熔池中部的氢向熔池边缘扩散；凝固时，熔池边缘液态金属粘度大，液态的Ti 结晶成固态时过饱和的氢从液态金属中析出不易逸出，在熔合线处造成气孔。E 小时，焊缝结晶过程迅速，溶解度突变造成焊缝中部的气孔。
③钛合金中氧化物质点、高熔点磨料质点可作为气孔形核的非自发形核核心，增加了气孔敏感性。
● 填充材料：同质材料
为了改善接头塑性、韧性采用低强度级别材料(例如TA7、TC4可用TA1、TA2) 要求填充金属的间隙元素含量较低，一般不超过母材的50％，这样有利于降低焊缝的强度，提高润湿性。
焊丝直径1～3mm ，其比表面积大，严禁焊丝表面污染、表面缺陷(裂纹、褶皱) 。
保护气体一般用Ar ，纯度大于99.99％。
深熔焊、仰焊、立焊采用He ，输气管用环氧基or 乙烯基软管。
● 焊接方法：
TIG 、MIG 、PAW 、电子束、激光焊、电阻焊、摩擦焊、高频焊、钎焊等。
● 焊前准备：去氧化膜可用机械方法不锈钢刷、刮刀去除氧化膜；化学方法去除氧化膜
HF2～4％+30~40%HNO3+H2O在60℃的槽中清洗烘干。
保护：温度高于260 ℃区域必须保护，方法有加尾拖和背部气体保护；高纯度的惰性气体罩；真空度
● 完全退火适用于α钛和稳定的β钛合金，消除应力和保证较高的强度和塑性。t
保温15min ；1.6～2.0mm ，保温20min ；2.1～6mm ，保温25min ；6～20mm ，保温60min ；20～50mm ，保温120min 。真空或氩气中退火。
α+ β钛合金要严格控制冷却速度，冷却到一定温度再空冷或分段退火。
● 不完全退火：主要消除应力。
● 淬火+时效处理：对简单的钛合金压力容器，可以使用焊后水淬再加时效处理的方法（时
效温度
● 时效处理：焊件焊前淬火，焊后时效，保证母材强度。许多钛合金在焊件热循环的作
用下产生局部淬火作用。例如TC4，500 ℃，4h ； 600 ℃，2h 。
钛及其合金退火温度
钛及其合金不完全退火温度
● 纯钛是一 种银白色金属882.5℃以下它具有密排六方结构（α相），高于此温度，发生
℃同素异构转变，成为体心立方结构（β相）。α-Ti 882.5 β-Ti
● 钛与氧的化学亲合力强，甚至在室温下其清洁的表面也会迅速地形成稳定而坚韧的氧
化层这种行为产生自然钝化，因而钛具有良好的耐盐、耐氧化性酸和无机酸腐蚀性能。 ● 在退火状态下工业纯钛的抗拉强度为350～700MPa ，伸长率为20～30％，冷弯角80o ～
130o 具有良好的低温性能。
● 钛的热膨胀系数和导热率小，具有良好的焊接性。
● 工业纯钛：根据最低的力学性能和最大的间隙杂质含量来分类。TA1、TA2、TA3。 ● α钛合金： 是一种固溶强化钛合金TA4、 TA5、 TA6……TA19。
● β钛合金：含β相稳定元素百分率高（实际上不是单相钛合金）， α相转变非常缓慢，
室温显微组织几乎全部为β相，可通过热处理来提高强度，优良的成形性能和加工性能，焊接性一般TB2、TB3…..TB6。
● α +β钛合金：可用固溶—时效热处理进行强化，含有α稳定元素和少量的β相稳定元
素。TC1、TC2…TC12。
● α相稳定元素：可以大量固溶在α相中扩大α区的元素Al 、O 、N 。
● β相稳定元素：可以大量固溶在β相中扩大β区的元素V 、Mo 、Co 、Cr 、Fe 、Mn 、H
等。
气体等杂质污染而引起焊接接头脆化：
常温下，钛及其合金比较稳定，随着温度的升高，钛及其合金吸收氧、氮及氢的能力也随之上升。
①氧的影响：从400℃开始吸氧， 600℃快速吸氧，氧以间隙固溶体的形式存在，晶格畸变固溶强化，导致钛及其合金强度提高、塑性韧性下降。焊缝含氧量随保护气体中的氧含量增加而直线上升。在α钛中最大固溶量为14.5％。在β钛中最大固溶量为1.8％。含氧量越高固溶强化越严重。
氧会导致钛合金氧化，钛是一种活性元素，
当钛及其合金表面为银白色和浅黄色时钛合金几
乎未发生氧化；当钛及其合金表面为青灰色是中度氧化；为黑色和出现白色粉末时是严重氧化。 ②氮的影响：从600℃开始吸氮，700 ℃快速吸氮，在α钛中最大固溶量为7％；在β钛中最大固溶量为2％。氮是从空气中进入的。
当钛及其合金中的氮未超过饱和溶解度时，氮存在于钛及其合金的间隙位置，形成间隙固溶体，导致晶格畸变，强度增加，塑韧性下降。
当钛及其合金中的氮超过饱和溶解度时，一部分氮存在于钛及其合金的间隙位置，形成间隙固溶体，导致晶格畸变，强度增加，塑韧性下降；其他氮与钛反应生成硬脆的TiN ，使得材料的塑韧性和强度显著下降。
③氢的影响：从250℃开始吸氢，300℃快速吸氢。氢在金属中会形成间隙固溶体，固溶量很小，对强度提高和塑韧性下降的效果不明显；更为重要的是钛和氢在325℃会形成针状和片状的TiH 2，硬脆的TiH 2增加了缺口的敏感性，使得焊接接头的冲击韧性显著下降。氢还会造成氢致冷裂纹。
④碳的影响：碳可以固溶在α钛中，使得焊缝的强度有所提高，塑韧性有所下降；当碳的含量过高时在焊缝中会形成网状的TiC ，使得焊缝的塑性急剧下降并会诱导产生裂纹。
● 焊接相变引起的性能变化
1. 工业纯钛：
E 大的情况下，因为Ti 的比热和导热系数小，冷却速度比钢慢，导致HAZ 高温停留时间长（相同的E 下，为钢的2～3倍），晶粒过热粗大，过热区面积增大，使得接头脆化，塑韧性降低。
如Ti 中含有0.05％的Fe ，焊接时会产生针状β相，使得塑韧性下降，耐腐蚀性下降。 E 小的情况下，冷却速度过快，α相经过无扩散性的共格相变，形成α’相，针状的Ti 马氏体α’ 相使得塑韧性下降。
2. α钛：
α钛大部分有Sn 、Al ， E 小的情况下，冷却速度过快，过饱和的α相经过无扩散性的共格相变，形成α’相，针状的Ti 马氏体α’ 相使得塑韧性下降；E 大的情况下，冷却速度比钢慢，导致HAZ 高温停留时间长，晶粒过热粗大，过热区面积增大，使得接头脆化，塑韧性降低。
3. α +β钛：
TC1～TC4这些钛合金是以α相为主，少量β相。
当E 小时，冷却速度快，会发生α α’相， β α’相，过饱和的α’相会使得塑韧性下降，冷却速度越快α’ 越细，量越多，塑韧性下降越多。以退火态TC4为例焊接接头强度系数为100％，但塑性只有母材的50％。
当E 大时，因为这类Ti 合金，合金化程度高，晶粒长大倾向小，对塑韧性影响不大。 TC9～TC17这些钛合金合金化元素高，在焊接时β相会变为脆性w 相，小E 产生α’相，不但接头塑韧性下降且会产生HAZ 裂纹。采用焊前预热的方法可以避免产生α’相，提高塑韧性。
4. β钛：
亚稳态β钛合金TB2， β+极少量的α相，焊接时得到亚稳定的β相，焊后热处理和高温使用会析出α相，使得接头脆化。这种钛合金焊接时塑性好，但强度下降。
稳态β钛合金Ti-33Mo 焊接时无相变，焊接性良好。
● 钛及其合金对热裂纹不敏感，
其原因是S 、C 等杂质少，低熔共晶数量少；线膨胀系数小，应力变形小，不易产生热
裂纹。 α +β钛合金β稳定元素多，有可能产生热应力裂纹。
● 钛及其合金焊接时主要产生冷裂纹，是一种延迟裂纹，主要原因：
①焊接时，焊缝金属中的氢向HAZ 扩散，此处的氢浓度大于临界氢浓度，诱导氢致裂纹萌生； ② H 2+Ti=TiH2，生成的针状TiH 2比较脆且发生体积膨胀，形成较大的组织应力，使得氢致裂纹敏感性大大增加；
③由于焊接接头中存在残余应力，残余应力诱导氢扩散，同时拉伸残余应力为裂纹的萌生扩展提供了力学条件。
● 钛合金的气孔问题：
钛及其合金是一种活性金属，生成的气孔主要是氢气孔（少量CO 气孔）。
● 气孔的分布：
①在焊接线能量大的时候主要产生在熔合线；
②在焊接线能量小的时候，焊缝冷却速度快，气体来不及从熔池中逸出，形成焊缝中部结晶气孔。
● 产生气孔的原因
①氢的来源：弧柱中的氢和水分、母材表面氧化膜吸附的结晶水、橡胶手套表面的增塑剂、焊材和母材表面的油污和吸附水。
②氢在Ti 中溶解度变化如图所示，从图中可见在凝固时溶解度突变；在液态时随温度的降低溶解度增加。在焊接过程中，熔池中心温度高，在熔池边缘温度低，故熔池中部的氢向熔池边缘扩散；凝固时，熔池边缘液态金属粘度大，液态的Ti 结晶成固态时过饱和的氢从液态金属中析出不易逸出，在熔合线处造成气孔。E 小时，焊缝结晶过程迅速，溶解度突变造成焊缝中部的气孔。
③钛合金中氧化物质点、高熔点磨料质点可作为气孔形核的非自发形核核心，增加了气孔敏感性。
● 填充材料：同质材料
为了改善接头塑性、韧性采用低强度级别材料(例如TA7、TC4可用TA1、TA2) 要求填充金属的间隙元素含量较低，一般不超过母材的50％，这样有利于降低焊缝的强度，提高润湿性。
焊丝直径1～3mm ，其比表面积大，严禁焊丝表面污染、表面缺陷(裂纹、褶皱) 。
保护气体一般用Ar ，纯度大于99.99％。
深熔焊、仰焊、立焊采用He ，输气管用环氧基or 乙烯基软管。
● 焊接方法：
TIG 、MIG 、PAW 、电子束、激光焊、电阻焊、摩擦焊、高频焊、钎焊等。
● 焊前准备：去氧化膜可用机械方法不锈钢刷、刮刀去除氧化膜；化学方法去除氧化膜
HF2～4％+30~40%HNO3+H2O在60℃的槽中清洗烘干。
保护：温度高于260 ℃区域必须保护，方法有加尾拖和背部气体保护；高纯度的惰性气体罩；真空度
● 完全退火适用于α钛和稳定的β钛合金，消除应力和保证较高的强度和塑性。t
保温15min ；1.6～2.0mm ，保温20min ；2.1～6mm ，保温25min ；6～20mm ，保温60min ；20～50mm ，保温120min 。真空或氩气中退火。
α+ β钛合金要严格控制冷却速度，冷却到一定温度再空冷或分段退火。
● 不完全退火：主要消除应力。
● 淬火+时效处理：对简单的钛合金压力容器，可以使用焊后水淬再加时效处理的方法（时
效温度
● 时效处理：焊件焊前淬火，焊后时效，保证母材强度。许多钛合金在焊件热循环的作
用下产生局部淬火作用。例如TC4，500 ℃，4h ； 600 ℃，2h 。
钛及其合金退火温度
钛及其合金不完全退火温度