总结鈦和鈦合金各项优点牌号技术特性
钛及钛合金分类
1 典型的钛及钛合金简介
① 工业纯钛
Fe C N H O Si
TA1ELI 0.10 0.03 0.012 0.008 0.10
TA1 0.20 0.08 0.03 0.015 0.18
TA1-1 ≤0.15 0.05 0.03 0.003 0.12 ≤0.08
TA2ELI 0.20 0.05 0.03 0.008 0.10
TA2 0.30 0.08 0.03 0.015 0.25
TA3ELI 0.25 0.05 0.04 0.008 0.18
TA3 0.30 0.08 0.05 0.015 0.35
TA4ELI 0.30 0.05 0.05 0.008 0.25
TA4 0.50 0.08 0.05 0.015 0.40
Gr1 0.20 0.10 0.03 0.015 0.18
Gr2 0.30 0.10 0.03 0.015 0.25
Gr3 0.30 0.10 0.05 0.015 0.35
Gr4 0.50 0.10 0.05 0.015 0.40
BT1-00 0.15 0.05 0.04 0.008 0.10
除焊丝外，允许Al≤0.30℅
BT1-0 0.25 0.07 0.04 0.010 0.20
允许 Al≤0.70℅
TA0ELI TA0-1 TA1ELI TA2ELI
TA3ELI
② 工业钛合金—α及近α钛合金
TA4 Ti-3Al
TA5 Ti-4Al-0.005B (Al:3.3-4.7%)
TA5-A TI-4Al-0.005B (AL:3.7-4.5%,船用钛合金)
TA6 (BT5) Ti-5Al
TA7(Gr.7, BT5-1) Ti-5Al-2.5Sn （Al:4.0-6.0%）
TA7-D Ti-5Al-2.5Sn(Al:4.5-5.75%,ELI 适用于-155—-255℃)
TA8 Ti-5Al-2.5Sn-3Cu-1.5Zr(国标中已删除)
TA9 Ti-0.2Pa
TA10 Ti-0.3Mo-0.8Ni
TA11(Ti-811) Ti-8Al-1Mo-1V
TA12(Ti-55板) Ti-5.0Al-4.2Sn-2.0Zr-1.5Mo-0.25Si-1.0Nd
(Ti-55棒) Ti-5.4Al-4.2Sn-2.0Zr-1.0Mo-0.25Si-1.0Nd
TA13(Ti-230,IMI230) Ti-2.5Cu
TA14(Ti-679,IMI679) Ti-2.25Al-11Sn-5Zr-1Mo-0.25Si
TA15(BT20) Ti-6.5Al-1.5Zr-1Mo-1V
TA15-1(BT201CB) Ti-2.5Al-1.5Zr-1Mo-1V
TA15-2(BT202CB) Ti-4.0Al-1.5Zr-1Mo-1V
TA16(ПT-7M) Ti-2Al-2.5Zr
TA17(ПT-3B) Ti-4Al-2V
TA18(Gr.9) Ti-3Al-2.5V
TA19(Ti-6242S) Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si
TA20(CПT-2) Ti-4Al-3V-1.5Zr
TA21(OT4-0) Ti-1Al-1Mn
②工业钛合金——β及近β型钛合金
TB1 Ti-3Al-8Mo-11Cr
TB2 Ti-3Al-5Mo-5V-8Cr
TB3 Ti-3.5Al-10Mo-8V-1Fe
TB4 Ti-4Al-7Mo-10V-2Fe-1Zr
TB5(Ti-
TB6(Ti-1023) Ti-10V-2Fe-3Al
TB7(Ti-32Mo) Ti-32Mo
TB8(β-21S) Ti-15Mo-2.7Nb-3Al-0.2Si
TB9(βc ,Ti-38644） Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr （做钛弹簧）
Ti-15-5-3 Ti-15Mo-5Zr-3Al
③ 工业钛合金——（α＋β）钛合金
TC1(OT4-1) Ti-2Al-1.5Mn
TC2(OT4) Ti-4Al-1.5Mn
TC3 Ti-5Al-4V
TC4(Gr.5 BT6) Ti-6Al-4V
TC5 Ti-5Al-2.5Cr
TC6(BT3-1) Ti-6Al-1.5Cr-2.5Mo-0.5Fe-0.3Si
TC7 Ti-6Al-0.6Cr-0.4Fe-0.4Si-0.01B
TC8 Ti-6.5Al-3.5Mo-0.25Si
TC9 Ti-6.5Al-3.5Mo-2.5Sn-0.3Si
TC10(Ti-662) Ti-6Al-6V-2Sn-0.5Cu-0.5Fe
TC11(BT9) Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si
TC12 Ti-5Al-4Mo-4Cr-2Zr-2Sn-1Nb
TC15(Ti-5Al-2.5Fe) Ti-5Al-2.5Fe
TC16(BT16) Ti-3Al-5Mo-4.5V
TC17(Ti-17) Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr
TC18(BT22) Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe
TC19(Ti-6246) Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo
TC20(IMI367) Ti-6Al-7Nb
TC21(Ti-62222S) Ti-6Al-2Zr-2Mo-2Sn-2Cr-0.25Si
④其它尚未被命名的工业钛合金
Ti-60 Ti-5.6Al-4.8Sn-2.0Zr-1.0Mo-0.35Si-0.85Nd
BT8 Ti-6.5Al-3.3Mo-0.3Si
BT18 Ti-7.7Al-11Zr-0.6Mo-1Nb
BT18y Ti-6.7Al-4.0Zr-2.5Sn-0.7Mo-1.0Nb-0.15Si
BT25 Ti-6.8Al-1.7Zr-2Sn-2Mo-0.7W-0.2Si
BT25y Ti-6.5Al-3.7Zr-1.7Sn-4.0Mo-1W-0.2Si
BT14 Ti-4.5Al-3Mo-1V
OT4-2 Ti-6Al-1.5Mn
Ti-3111 Ti-3Al-1V-1Mo-1Zr
Ti-70 Ti-2.5Al-2.0Zr-1Fe-0.1O
Ti-31 Ti-3Al-1Mo-1Ni-1Zr
Ti-75 Ti-3Al-2Mo-2Zr
Ti-80 Ti-6Al-3Nb-1Zr-1Mo
Ti-91 Ti-3.4Al-1V-1Fe-0.6Zr
Ti-62222S Ti-6Al-2Zr-2Mo-2Sn-2Cr-0.25Si
Ti3Al Ti-12.8Al-31.1Nb-1.92Mo
SP-700 Ti-4.5Al-3V-2Mo-2Fe
2 钛合金的分类
经典的钛合金分类方法是麦克格维伦于1956年提出的退火状态相组成分类的方法。即：α型、α+β型和β型。当时α型、α+β型钛合金刚开始在普通退火状态下使用，而β型正处于实验室研究阶段。
经过近半个世纪的发展，各种不同特性的钛合金越来越多。各种不同方式的热处理日益获得了实际应用。随着钛合金的研究与应用的迅速发展，麦克格维伦分类方法的局限性越来越明显。
首先，它将成份、组织、性能差异很大的合金划入了同一类。
例如α+β型，既包括了β稳定元素很少的类似α合金的近α钛合金；也包括铝含量高的热强钛合金，以及可热处理强化的β稳定元素含量很高的合金。
其次，这类方法不能完全反映实际生产和应用中遇到的现有钛合金，特别是对热处理强化状态下使用的钛合金的相组成和性能特征。
第三，这类分类方法还缺乏明确的分类界限，不同的学者经常将同一成分的合金划入不同的合金类型，以致造成了许多概念上的混乱。
作为一种合理的钛合金分类方法，应当适用于在研究、生产、使用中遇到的所有钛合金。有明确的分类依据和界限，每类合金应有自己独特的组织与性能特点，以便为合金设计制造选材时提供科学的基础，按照亚稳定状态相组成进行钛合金分类的方法，是一种比较科学的分类方法。
2.1 β稳定系数 钛合金中β相的数量及稳定程度与β稳定元素含量有直接关系。为了衡量钛合金中的β相的稳定程度或β稳定元素的作用,并便于钛合金分类，提出了β稳定系数的概念。
β稳定系数是指钛合金中各β稳定元素浓度与各自的临界浓度比值之和,即：
K β=C1/CK1 +C2/CK2+C3/CK3 +…+Cn/CKn
常用β稳定元素的临界浓度
合金元素 Mo V Nb Ta Mn Fe Cr Co Cu Ni W
Ck% 重量 10 15 36 40 6.4 5 7 7 13 9 22
2.2 工业钛合金的分类
根据Kβ 值的大小及退火后的组织,可大致将工业钛合金分为α、近α、α＋β、及β型四大类。
此类合金不能热处理强化，主要优点是组织稳定、耐蚀、易焊接。缺点是强度低，压力加工性差。工业纯钛的使用温度可达250～300℃,TA7使用温度可达450℃。
2.2.2 近α钛合金 Kβ<0.23的合金一般属于近α钛合金。
由于β相中原子扩散系数大，原子扩散快，易于发生蠕变。为了例提高蠕变抗力，在（α＋β）钛合金中必须降低β相的含量，因而发展了所谓的近α钛合金，这类钛合金中所含的β稳定元素的含量一般小于2%。
近α钛合金有低铝当量和高铝当量两种。
低铝当量的近α钛合金，铝当量小于2%,α稳定元素含量相对较少，固溶强化效果不明显，组织中约含有2%～4%的β相。故主要优点是压力加工性相对较好，具有与工业纯钛相似的焊接性及良好的热稳定性，使用温度可达400℃，其缺点是强度较低，不能热处理强化。这类钛合金适合制造形状复杂的板材冲压及焊接件。
高铝当量近α钛合金的铝当量约为6%～9%,因其含有较多的、有益于热强性的α稳定元素，故主要优点是具有比其它类型的钛合金高度蠕变抗力，是最有希望用于500℃以上长时间工作的钛合金。这类钛合金的热稳定性和焊接性良好，压力加工性优于α钛合金，疲劳裂纹扩展抗力和断裂韧性也较好，其主要缺点是塑性较低。这类合金一般是在退火状态下使用。
2.2.3 （α＋β）钛合金
Kβ=0.23～1.0的钛合金一般属于α＋β钛合金，也称两相钛合金。这类钛合金中的铝当量一般控制在8％以下，β稳定元素的添加量为2％～10％，主要是为了获得足够数量的β相，以进一步改善钛合金的压力加工性和热处理强化能力。
大量的密排六方晶格的α相，是良好的高温特性、低温特性和良好的可焊性的保证。而一定量的β相则是合金具有良好的工艺塑性和可热处理性的保证。
低铝当量两相钛合金的铝当量小于6%。这类钛合金一般含有较多的β稳定元素，β相数量及稳定程度较大，退火状态下β相在组织中约占10％～30％，淬火后的β相数量可达到55％，这类钛合金具有中等的强度、塑性、蠕变抗力和热稳定性，使用温度在300～400℃范围。
高铝当量两相钛合金的铝当量大于等于6%。这类钛合金中除含有较多的铝、锡、锆外还含有适量β稳定元素，尤其是钼和钒，有些合金中还添加了微量硅，是目前在400～500范围内使用最广的钛合金。
（α＋β）钛合金中β稳定元素的选择比较复杂，主要选择钒、钼等β同晶元素。慢共析元素Cr、Fe虽稳定β的能力比β同晶型元素强，但在长时加热条件下易产生共析反应，生成脆性化合物，降低合金韧性。故慢共析元素只在某些合金中少量加入。在一些合金中也附加少量快共析元素硅，以提高热强性。
与近α钛合金相比，两相钛合金具有较高的强度和良好的塑性，尤其是高铝当量的两相钛合金，其高温拉伸强度居所有类型钛合金之首，蠕变抗力及热稳定性也较好，但焊接性不如近α钛合金。
两相钛合金可在退火状态下使用，也可进行热处理强化，但淬透性较低，强化热处理后断裂韧性也降低。
2.2.4 β型钛合金
Kβ>1的钛合金一般为β型钛合金
Kβ=1～1.5的钛合金为近β型钛合金.有时也称过渡型（α＋β）钛合金,这种合金退火状态为α+β两相,所以有时也称为过度型α+β合金,即可按两相钛合金看待。但在淬火时，β相可由高温保留至室温，或发生ω相变，使组织中全部为淬火状态的亚稳β相或亚稳β＋ω相。因此，又将其归类在β合金中。
Kβ＝1.5～2.5的β钛合金为亚稳β合金，这类合金平衡状态仍为α+β两相，β相含量超过50％，但在一般退火冷速条件下，β相即可保留至室温，使组织中全部为退火状态的亚β相，当然，亚稳β合金中β相的稳定性高于近β合金。
Kβ>2.5的β钛合金为稳定β合金，这类合金在平衡状态下，全部由稳定的β相组成，热处理不能改变其相组织。
以上三种合金虽各有特点，但为简略起见，统称为β钛合金。最常应用的β钛合金是近β和亚稳β钛合金。
β钛合金的铝当量一般较低，为2％～5％，其合金化特点主要是加入了较多的β稳定元素，通过水冷或空冷得到几乎全部的等轴亚稳β相组织（稳定β合金则得到全部稳定β相）。亚稳β相通过时效处理，可分解为弥散分布的α稳定β或其他第二相，使合金强度有大幅度提高。在所有类型的钛合金中，这类合金的室温强度最高。
β钛合金通过水冷或空冷得到单一的体心立方β相组织，容易塑性变形，因而具有较好的冷成型性。这类合金通常采用淬火失效的强化热处理。由于其β稳定元素含量高，淬火过程中β相不容易发生分解，故其淬透性高于马氏体型α＋β两相钛合金。
β钛合金的缺点是含有较多的β共析元素，在长时加热条件易析出脆性化合物，加之β相具有较高的自扩散系数，故热稳定性较低，并且经时效后拉伸塑性、高温强度及蠕变抗力也较低。因此，这类合金的使用温度低于近α及两相钛合金，长时工作温度一般不超过250℃。另外，合金中所含较高浓度的β稳定元素易产生成分偏析，并使钛合金密度增加。这些缺点限制了β钛合金的大量应用。目前各国都在寻找更为合理的合金化系，如提高铝当量，限制铬的加入量，寻找多元β稳定元素最优添加量等，以克服β钛合金的这些缺点。
β钛合金目前主要用于250℃以下长时间工作或350℃以下短时间工作的、要求成型性好的飞机结构件或紧固件。
从以上对钛合金的介绍我们可以看出，工业钛合计中的主要合金元素是Al。根据Ti-Al二元系研制了一系列的可焊钛合金，因此，对钛合金来说，TI-AL系的意义可以与铁基合金中的Fe-C系相提并论。
从重要性来看，另外两个合金元素是V和Mo。
Ti-Al-V三元素是大多数高强钛合金的基础，而Ti-Al-Mo是热强钛合金的基础。
Al是强化元素，并提高合金在结晶温度及热强性。但合金中Al当量过高时，会形成脆性相。因此，钛合金中的Al当量一般应小于9，即： Al当量=%Al+1/3%Sn+1/6%Zr+10%(O,C,N)≤9
Al——是典型的α稳定元素，Al的加入主要有下述作用：
⑴、 在自然界中分布广泛，易于制取又便宜。
⑵、 Al的加入降低了钛合金的密度，提高了钛合金的比强度。
⑶、 Al的加入提高钛合金的再结晶温度，提高相变点，扩大α相，例如，纯钛的再结晶温度是600℃，含5%的Al时为800℃。
⑷、 由于Al增加固溶体中原子间的键合力，故能提高合金的热强性。
⑸、 Al能提高合金的弹性摸量，并能细化合金晶粒。
⑹、 含Al 的钛合金在磷酸、醋酸和其它有机酸中有很低的稳定性，所以，Al的加入对钛的耐蚀性无益。所以，寻求耐蚀钛合金时不含Al是有道理的。
⑺、 Al的加入使合金的塑性下降，加工性能变坏。超过8%的Al含量时会形成Ti3Al为基的α2相，使合金变脆，热稳定性下降。
在组织为（α＋β）钛合金中或单相β钛合金中，常用V作为β稳定元素，这是因为在常用的β稳定元素中，钒最轻，无共析反应，但蠕变抗力只能维持到380-400℃。因此高温热强钛合金中通常没有钒而加钼，钼的强化效果比钒大，但密度大（10.22）。钨也有同样的效果，但钨更重。以铌代钒也可以改变蠕变抗力，但铌稀贵。
Zr和Sn的加入，不降低原子之间的结合力，可提高其热强性。同时能增加合金的焊接性。
Mo能提高合金的室温和高温强度。尤其是提高了含Cr、Fe等元素的合金的热稳定性。（Cr、Fe等是共析元素，能与钛形成慢共析反应，在高温长时工作的条件下，组织不稳定，蠕变抗力差，加入Mo时，有抑止共析反应速度的作用。
Si可阻碍位错的移动，也提高热强性。
Mn,Fe,Cr等元素强化效果高，稳定β相的效果强，比Mo,W,Nb等轻，故应用较多，但他们与钛形成慢共析反应，在高温长时间工作的条件下组织不稳定，如变抗力差，但同时加入MO时，可抑制共析反应的发生，例如TC6。
少量的B的加入可细化晶粒，并可增加合金的弹性摸量，例如TA5。
稀土元素可显著提高合金的高温瞬时强度和蠕变强度。例如含Nd的Ti55和Ti60。
根据合金元素对钛键合力的影响以及同钛相互作用的特点，可以得出：保障具有高热性的钛合金里应该含有：Al,Mo,Zr,Sn,Si。
钛中的杂质可分为两组：
a）间隙式杂质——O、N、C、H；
b）置换式杂质——Fe、Si。
钛中的杂质将提高钛的强度性能和降低其塑性。间隙式杂质对钛性能的影响比置换式杂质的影响大得多。
杂质对钛强化作用的研究表明，N是强化作用最大的，次之是O，最小的是C。Fe和Si是属于置换式元素，对钛的性能影响比间隙杂质换要小。
在低浓度范围内（到0.2%重量）：
每万分之一的N提高钛的强度性能平均为20 MPa；
每万分之一的O提高钛的强度性能平均为10～12.5 MPa；
每万分之一的C提高钛的强度性能平均为7 MPa；
每万分之一的Fe提高钛的强度性能平均为2 MPa；
Si和Fe一样在低浓度范围内（到0.5%）：
每万分之一的Si提高钛的强度性能平均为2.6 MPa。
N和O的加入使塑性降低，有资料表明含N超过0.2%（重量），将造成钛脆性断裂；当O含量大于0.7%时，使钛完全失去塑性变形的能力。
一般工业钛合金中的O含量范围是0.05～0.4%，而更常用的范围是0.1～0.25%。应该说明美国发明了一些O量特别低的合金，以便在低温使用时具有良好的韧性及缺口敏感性，称为ELI（意为极低的间隙原子）级合金。在ELI级合金中O含量低到0.13%以下。有时为了特殊的目的，在合金中有意增加O的含量。在ELI合金中由于间隙元素含量极低，因此强度也稍低。例如ELI含量范围的Ti-5Al-2.5Sn（0.12%O）的强度～630 MPa，而在普通纯度范围（0.20%O）其强度增加至～770MPa。
随着间隙元素含量的增加，合金的缺口敏感性也增大，而这在低温条件下更为显著。
合金成分中的间隙元素O、N、H等的含量减少时，断裂韧性升高，裂纹扩展速率下降。例如当O含量由0.2%减少到0.1～0.13%（重量）时，断裂韧性K1c 几乎增加两倍，但强度（σb）将下降10%。氧含量太低，如＜0.08%时韧性虽更高，但屈服极限太低。
2.2.6 关于合金元素对钛合金低温性能的影响
技术部门要求采用能满足在低温条件下工作的结构件日益增多。如宇宙飞行器中的液氧贮箱，工作温度为-183℃，液氢贮箱为-253℃，液氦为-269℃。在这样低的温度下要求材料具有良好的机械性能，小的缺口敏感性和没有冷脆性等。
钛合金在低温下作为结构材料应用，由于比强度高，而使结构件重量轻；并且随着温度降低强度提高，并保持满意的塑性和缺口敏感性。另外，钛合金的导热率低、膨胀系数小，这恰好是液体燃料贮箱和管道所要求的。合金在低温下工作能力决定于对应力集中的敏感性，此敏感性决定于具有缺口试样的强度极限σBH与光滑试样强度极限σB的比值，或者是用具有缺口试样的强度极限σBH与光滑试样屈服极限σ0.2的比值。以及在拉伸试验时缺口试样和光滑试样的延伸率或是断面收缩率比值（δH/δ或ψH/ψ）。
如果σBH/σB＞1则认为材料对应力集中不敏感。
对应用在低温工作的钛合金合金化的基本原则介绍如下：
其加入的合金元素在元素周期表中的位置应接近于钛的位置，使合金在低温下保持有高的塑性。如Zr、Hf、V、Nb、Ta和Mo。前面两个元素同α-Ti形成连续固溶体，其余则属于β同晶型稳定剂。上述所有元素同钛都不形成化合物，也没有共析反应，并随着温度下降，V、Nb、Ta和Mo在钛中的溶解度增加，为了在低温下保持其高的塑性，合金元素在钛中的含量不能超过在α相中的溶解度极限。所以在低温技术中应用最广泛的是具有密排六方结构的α合金，而不是α+β合金和β合金。
间隙杂质（O、N、C）强烈提高所有钛合金的冷脆倾向。所以在低温下必须要求合金中间隙杂质要少。其O含量不能超过0.12%。显微也有着重要的影响，显微结构应当是细小的等轴晶粒。虽然Fe不是间隙元素，但低温时它也脆化钛太合金。
Ti-6Al-4V（ELI）这种低间隙元素的钛合金在-200℃（73K）时其延伸率才开始降低，故可用在-200℃下使用的设备结构材料。但在-200℃时这种合金的延伸率只有10%左右，而拉伸强度却达到1350MPa左右。这是在低温下使用这种合金时必须注意的。
Ti-5Al-2.5Sn（ELI）这种低间隙元素的钛合金在-250℃以下时，其延伸率尚无明显地变化，仍保持在15%左右。而拉伸强度却上升到1400MPa以上。为了保持这种合金良好的低温特性，必须严格控制它的间隙元素含量，如Fe的含量应控制在0.25%以下；O的含量应控制在0.12以下；其它间隙元素含量（H、N、C）也应低于普通合金的含量。
工业纯钛（TA1、TA2），这两种工业纯钛在Fe含量为0.095%，O含量为0.08%，H含量为0.0009%，N含量为0.0062%时，-269℃时抗拉强度为600～800MPa，约为室温时两倍。其延伸率只由室温时的50%下降到40%，它可用在-253℃以下的低温材料。
3、如何正确地使用钛
虽然钛及其合金具有比强度高，高温和低温性能好，耐腐蚀等优点，但如果使用不当，未能扬长避短，仍会达不到预期的效果，反而造成不应有的损失。如何正确地使用钛呢?在选用钛材时应仔细地考虑下列问题：
1． 腐蚀环境
工业纯钛和某些钛合金在中性，氧化性的环境中，具有优良的耐蚀性能。在弱的还原性环境中也保持着钝态。在强的还原性酸中被腐蚀；但在与腐蚀防止剂共存的还原性环境中耐蚀性良好，即使对于王水也有良好的耐蚀性。在高温盐类，湿氯气，硝酸、各种漂白剂等腐蚀环境中具有耐蚀性。钛在数伏电压之下作为阳极处于钝性，所以被利用在阳极处理，电解和电镀中。在海水中不产生点蚀和缝隙腐蚀。有较大的抵抗应力腐蚀破裂，接触腐蚀和磨蚀的能力。对有机酸除蚁酸(不通气)等以外都具有较好的耐蚀性能。焊接几乎不降低钛的耐蚀性。虽然钛材在上述的腐蚀性介质中具有优良的耐蚀性能，但在选用钛材作为耐蚀材料时，仍必须注意以下几点：
(1)工业纯钛在静止的高温，高浓度的硝酸溶液中的耐蚀性能较好，但在流动的硝酸溶液中往往由于缺少起缓蚀作用的四价钛离子而遭到腐蚀。故在这种环境中采用钛时应选用Ti—5Ta合金。
(2)钛在海水和氯化物溶液中不发生点蚀，但在含有氯化镁、氯化铝，氯化铜，氯化锌和氯化钙的沸腾溶液中发生点蚀。工业纯钛在温度高于90℃的海水中有发生缝隙腐蚀的可能性，故在这种环境中，推荐选用Ti—0．2Pd合金。
(3)工业纯钛在碳氢化合物及含氯，氟的碳氢化合物中不发生腐蚀。但在有水的情况下，水解而产生盐酸和氢氟酸，对钛产生腐蚀。当碳氢化合物在高温下分解而产生氢时，钛可能吸收氢，而产生氢脆。
(4)钛不受潮湿氯气(含1％以上的水份)以及二氧化硫、二氧化碳，硫化氢等气体的腐蚀；但在干燥的氯气中遭受腐蚀，并引起着火自燃。在-253～93℃温度范围内，钛对氢和过氧化氮的耐蚀性优良，但在气态氧，液态氧和某些氧分压高的水溶液中，也可能引起钛着火自燃。在这种环境中使用钛时，必须慎重。
(5)工业纯钛一般不发生应力腐蚀破裂，但在含有微量盐酸的甲醇、乙醇为主的有机溶剂中和在发烟硝酸中易发生应力腐蚀破裂或着火自燃。钛设备在发烟硝酸中有可能发生爆炸。
(6)钛与电位较低的金属接触，则低电位金属发生腐蚀。腐蚀的程度取决于与钛接触的金属表面积比例。
(7)虽然钛对于pH值大于9的碱液具有较好的耐蚀性能，但由于在较高的温度下易产生氢脆，因此，钛仅用在低温下的碱液中。当碱液中含有游离氯时，则提高钛对碱液的耐蚀性。反之，当碱液中含有氧和氨时，则加剧碱液对钛的腐蚀。
2 钛的化学、物理、机械性能的特点
钛和钛合金与其他金属一样，在化学，物理和机械性能方面具有它独自的特点。有些性能不同于碳钢，不锈钢等黑色金属，也不同于常用的有色金属——铝，铅等。因此，在使用钛材时必须注意以下这些特点：
2.1 钛是一种化学性质非常活泼的金属，在较高温度下可与许多元素和化合物发生反应，特别是与空气中的氮、氧，氢等气体发生反应，使钛的性能变坏。这是在钛的熔炼、加工、制造和使用过程中必须认真考虑的一个问题。
2.2 钛的线膨胀系数约为碳钢的三分之二，相当于不锈钢的一半。当用钛制造碳钢或不锈钢容器的衬里时，或者用钛制造管壳式热交换器列管，而外壳用碳钢或不锈钢制造时，要认真考虑设备在升降温过程中，衬里和列管承受的热应力。
2.3 钛的导热系数比碳钢小4.5倍，比不锈钢稍低。因此，钛制设备在高温下使用时，在壳壁中易形成高的温度梯度，导致产生较大的热应力或热疲劳应力。但此缺点为它的线膨胀系数较低而有所补偿。另外，钛的导热系数虽低，但不影响传热效率。这是由于钛具有较好的抗污染能力，不使气体呈膜状凝结而成滴状凝结，能耐较高流速的冲刷腐蚀，能使设备臂或管臂做的很薄等特点。因此，钛具有较好的传热性能。
2.4 钛的熔点较高，通常为1668±4℃。比碳钢约高130℃，比不锈钢约高243℃,再加上它的导热系数较低。因此，焊缝金属在高温区的停留时间稍长，易造成晶粒粗大，塑性降低和焊接时易产生较大的残余应力。这是在设计焊接结构时必需仔细考虑的。
2.5 钛的导电性较差。若以铜的导电率为100％，则钛仅为3．1％。但它的导电率接近于不锈钢。这是在设计钛电极时必须考虑的。
2.6 钛的弹性模量较低，约为碳钢或不锈钢的二分之一左右。所以在设计抗弯曲的构件时，应给予特别的注意。
2.7 钛具有显著的回弹特性，其回弹能力是不锈钢冷成型时的2—3倍。这是由于钛的屈服限与弹性模量比值大和屈强比也较大，以致在成形时另件内部存在着较大的应力。所以钛设备一般不适于冷态冲压加工，而需用热成形或者冷冲压热校形工艺。
2.8 钛和不锈钢一样，容易发生粘连。因此，对于未经特殊处理的钛不宜制作承受摩擦的工件，否则，它们会因擦伤或咬死而迅速报废。在不得不采用钛作为运动元件时，必须选择可以使钛承受摩擦的材料(如塑料)制成摩擦副件，或者表面进行硬化处理，或者使用不同牌号的钛合金制成摩擦副。在螺旋摩擦副中应采用间隙较大的螺旋配合或加润滑剂。
2.9 钛的抗拉强度随着温度的升高而降低。当温度达到250℃时，其抗拉强度只有室温下的一半。而且钛的拉伸曲线没有物理屈服极限，，只有条件屈服极限，因此，在计算钛设备的强度时，必须选用设计温度下的强度限。
2.10 钛的抗蠕变性能差，不仅在高温，即使在常温下也发生蠕变行为。它的蠕变极限通常先随温度增加而降低，但到120℃时，蠕变极限开始重新增加，在200℃时达最大值。此后，蠕变极限又随温度继续增加而降低。通常在200～300℃的温度范围内遵循稳定的蠕变特性。因此，在计算钛制设备强度时，不仅需要按设计温度下的强度限计算；而且还需按蠕变限进行校核。
2.11 工业纯钛的塑性与温度有特殊的关系。由室温至200℃时，钛的相对延伸率增加。再继续升温，则开始下降。在450～500℃时相对延伸率达到最小值，随后又明显上升。因此，它的使用温度最好不超过350℃。
2.12 国产工业纯钛的冲击强度较低，有的在室温下仅8．0公斤力·米／厘米2。但随着温度的上升而增加。当温度超过200℃时，冲击强度迅速增加。到550℃时，冲击强度可达18公斤力·米／厘米2左右。而且它的冲击值随着杂质含量增加而降低。所以在设计钛制设备时，应尽量避免应力集中，防止产生过大的局部峰值应力。
2.13 钛的硬度和强度随着冷变形的程度增加而增加。如冷变形度为80％的试样的强度极限比完全退火的试样大1倍。随着冷变形程度的提高，延伸率值迅速下降。当冷变形度超过50％时，延伸率降到10％以后，不再继续下降。而且钛的机械性能与变形速率有关。当拉伸速率由0.01分钟提高到1.5分钟时，它的强度限由36．5公斤．力／毫米2提高到42．5公斤·力／毫米2,延伸率明显下降，随后又上升。因此，钛材在冷冲压时，要严格控制变形程度和变形速率。
2.14 钛具有较优良的抗疲劳性能，但对缺口的敏感性较高。在旋转弯曲试验中，其疲劳强度对拉伸强度的比值约为60％，而一般碳钢仅是拉伸强度的45％左右。表面光洁度对疲劳强度也有较大的影响。高度抛光表面的试棒比机加工表面的试棒具有较高的疲劳强度。所以在设计钛制设备时，应避免结构的不连续性和焊缝应尽可能平滑。
2.15 钛不能与其他金属熔焊。这是因为钛的熔点比其它金属高，而且易形成脆性的金属间化合物，引起焊缝脆化。在容器内进行部份衬里时应特别注意结点的设计。在需要与其它金属连接时，可采用粘接、钎焊，爆炸焊和螺栓连接。 ‘ ．
2.16 钛设备的焊接接头设计和其它金属采用的接头型式相似，但由于熔融钛具有更大的流动性。因此，它比其它金属装配得更紧密。在对接焊薄板时，对于等边对接接头通常不留钝边间隙。如果接头装配得满意的话，这些焊缝可不加填充焊丝。当板厚超过1．5毫米时，为了保证焊透，采用留钝边间隙或单V型坡口。对于这些接头要求增加焊丝。对于厚板或厚断面采用单V型或双V型坡口，在这种情况下，接头应设计成需要最小的焊道和便于焊缝根部保护。
2.17 在设计钛铸件时，应该牢记钛具有较窄的液相线——固相线的温度区间，这种迅速凝固的倾向有利于铸件的定向凝固，但往往导致在热量集中的地方产生裂纹和缩孔。钛铸件的各相邻部位应避免厚薄截面的急剧变化和尖角。在无法避免时，无论是厚度变化或是尖角部位，都应该有足够半径的圆角过渡。铸件的截面应该是带有锥度的均匀截面。在所有的垂直面上，都应该考虑较大的拔模斜度，并应考虑冒口位置和除去这些浇冒口后不需要精
磨。
2.18 钛的攻丝是比较难的工序。这是因为丝锥中有限切屑沟和钛的严重粘着作用，均导致螺纹恶化。当切削终止时钛易紧缩在丝锥上，导致丝锥断裂。因此，在设计钛设备时应避免盲孔和过长的通孔；同时应适当放松配合等级公差。
2.19 国产钛管的延伸率在28～40％的范围内波动，而不锈钢的延伸率在50～60％的范围内。因此，钛制管壳式换热器的胀管间隙应比不锈钢制的小，否则，在胀接时列管易出现裂纹。
2.20 钛在切削过程中，由于产生塑性变形，和在高的切削温度下，钛很容易吸收大气中的氧、氮形成硬而脆的外皮，而产生加工硬化现象。其结果不仅降低零件的疲劳强度，而且会加剧刀具的磨损和给以后的加工带来困难。因此，在切削钛材时一般选用较低的切削速度、较大的切削深度和进给量。并且采用合适的冷却润滑液，进行高压冷却,来降低切削温度，提高加工表面质量和刀具的耐用度。
2.21 钛板料具有各向异性。通常垂直于轧制方向弯曲比平行于轧制方向弯曲性能好。
宝鸡市鳌海鈦业有限公司，总结希望能给大家有所帮助。