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1、第一种类型与α和 β均形成连续互溶的相图。只有2个即 Ti-Zr 和 Ti-Hf系。钛、锆、铪是同族元素，其原子外层电子构造一样，点阵类型相同，原子半径相近。这两元素在α钛和β钛中溶解能力相同，对α相和 β相的稳定性能影响不大。温度高时，锆的强化作用较强，因此锆常作为热强钛合金的组元。
2、第二种类型 β是连续固溶体，α是有限固溶体。有 4 个：Ti-V Ti-Nb Ti-TaTi-Mo系。V、Nb、Ta、Mo 四种金属只有一种一种体心立方，所以它们与具有相同晶型的 β-Ti 形成连续固溶体，而与密排六方点阵的 α-Ti 形成有限固溶体。V 属于稳定 β相的元素，并且随着浓度的提高， 它急剧降低钛的同素异晶转变温度。V 含量大于 15%时，通过淬火可将β相固定到室温。对于工业钛合金来说，V在α钛中有较大的浓度（ >3%），这样可以得到将单相 α合金的优点（良好的焊接性）和两相合金的有点（能热处理强化，比 α合金的工艺塑性好）结合在一起的合金。Ti-V系中无共析反应和金属化合物。Nb 在 α钛中溶解度大致和V相同（约 4%），但作为 β稳定剂的效应低很多。Nb 含量大于 37%时，可淬火成全 β组织。Mo 在 α钛中的溶解度不超过 1%，而 β稳定化效应最大。Mo 含量大于 1%时，可淬火成全 β组织.Mo 的添加有效地提高了室温和高温的强度。Mo 室温一个缺点是熔点高，与钛不易形成均匀的合金。加入 Mo 时，一般是以 Mo-Al 中间合金形式（通过钼氧化物的铝热还原过程制得）加入。
3、第三种类型 与 α、β均有限溶解，并且有包析反应的相图。Ti-Al 、Ti-Sn、Ti-Ca、Ti-B、Ti-C、Ti-N 、Ti-O 等。5%～25% Al 浓度范围内的相区范围内存在有序化的 α2（Ti 3X）相 ,它会使合金的性能下降。铝当量 Al *=Al% 1/3Sn% 1/6Zr% 1/2Ga% 10[O]% ≤ 8%～9% 。只要铝当量低于 8%～9%，就不会出现α2 相。Sn 是相当弱的强化剂，但能显著提高热强性，以锡合金化时，其室温塑性不降低而热强性增加。微量的B可细化钛及其合金的大晶粒， Ga 可以与钛良好溶合，并显著提高钛合金的热强性。氧是较 “软”的强化剂，在含量允许的范围内时，不仅可保证所需的强度水平，而且可以保证足够高的塑性。
4、第四种类型 与 α、β均有限溶解，并且有共析分解的相图，有 Ti-Cr、Ti-Mn 、Ti-Fe、Ti-Co、Ti-Ni 、Ti-Cu、Ti-Si、Ti-Bi 、Ti-W、Ti-H。Ti-Cr 系中，形成的Ti2Cr 化合物有两种同素异晶形式，其固溶体以 δ和 γ表示。Cr 属于 β稳定元素，在 α钛中的溶解度不超过 0.5%。Cr 含量大于 9%时，通过淬火可将 β相固定到室温。Cr 可以使钛合金有好的室温塑性并有高的强度，同时可保证有高的热处理强化效应。Ti-W系中,会产生偏析转变：β”α 。偏析反应温度较高， β′′ Ti-W 系的热稳定性比 Ti-Cr 合金高的多。W 在 α钛中的溶解度不高。W含量大于25%时，通过淬火可将 β相固定到室温。氢降低钛的同素异晶转变温度，形成共析反应，从而使 β固溶体分解而形成α相和钛的氢化物，在共析温度下氢在 α钛中的溶解度为 0.18%。氢组成间隙型固溶体，属于有害杂质，会引起钛合金的氢脆。在非合金化钛和以α组织为基的单相钛合金中，氢脆的主要原因是脆性氢化物相的析出，急剧降低断裂强度。在两相合金中，不形成氢化物，但形成氢的过饱和固溶体区，在低速变形时引起脆性断裂。在 β相含量小的合金中， 这两种产生联合作用。纯钛和近α组织的钛合金对氢脆最敏感。随着合金中β相含量增加，其氢脆敏感性减弱。
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