鈦合金的鍛造及鍛后冷卻工藝

鈦在固態有同素異晶轉變。在882.5℃以下，為密排六方晶格，稱為α-鈦；在882.5℃以上，為體心立方晶格，稱為β-鈦。α-鈦強度高，耐熱性好，但塑性差些，變形抗力較大，塑性成形較為困難。β-鈦的耐熱性較差，但工藝塑性較好，變形加工性較好。

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鈦合金的工藝塑性

       鈦合金（特別是鑄態鈦合金）中的碳、合金元素、氣體雜質，尤其是氧對鈦合金的塑性有很大影響。鑄態鈦合金經過預處理變形后，塑性將大大提高。

       鈦和鈦合金有兩種同素異形體：在885℃ 以下鈦具有密排六方晶格組織α 相；當溫度超過885℃以后，α 相轉變為具有體心立方晶格組織的β 相。在低溫下，六方晶格組織的滑移面數目有限，所以塑性變形困難，當溫度升高時，六方晶格中的滑移面增多，所以鈦及鈦合金的塑性隨溫度的升高而提高。當溫度超過相變點進入β 相區時，金屬的組織由六方晶格轉變為體心立方晶格，這時鈦及鈦合金的塑性高，因此，鈦合金一般在熱態下進行壓力加工。

      在鍛造過程中，再結晶與加工硬化同時進行。增大變形速度，有時使再結晶不能充分進行，其結果是鈦合金的塑性下降，變形抗力增大。因此，鈦合金的變形速度不能太大。根據對鑄態TA3鈦合金的鐓粗試驗表明，錘上鐓粗允許變形程度不大于45%，而液壓機上鐓粗其允許變形程度則可達60%。故鈦合金在壓力機上鍛造比較適宜。

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鈦合金鍛前加熱規范

      鈦合金的鍛前加熱規范對鈦合金鍛件的組織以及某些性能有很大的影響。α 和（α + β）鈦合金鑄錠開坯，因其還有后續塑性變形和熱處理工序，故其鍛造加熱溫度可取在β相區，而終鍛取在α + β 相區。

    （α + β）鈦合金常規鍛造的加熱溫度一般取低于β 轉變溫度10～30℃，這樣可保證鈦合金鍛造后的顯微組織中含有體積分數20%～30% 的初生等軸α 相，使鈦合金具有良好的綜合力學性能。但是，為了提高鈦合金的斷裂韌度、高溫持久強度和高溫蠕變抗力等指標，同時又不至于使室溫塑性指標（斷面收縮率）降低太多，鈦合金鍛前的加熱溫度可提高到β 轉變溫度以下10℃ 左右， 這樣既可保證鈦合金鍛造后的組織和性能，又可改善其可鍛性。

      α鈦合金的鍛造加熱溫度一般可取略高于β轉變溫度，以便擴大鈦合金的鍛造溫度范圍，改善工藝塑性。

      β鈦合金鍛造加熱溫度一般都高于β 轉變溫度，而且等于或略低于再結晶溫度。

       鈦合金毛坯在加熱溫度下的保溫時間一般按0.7～0.8min/mm 計算。

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鍛造工藝參數對鈦合金鍛件性能的影響

      鈦合金熱變形工藝的核心是變形溫度及其變形程度的良好組合， 它們對鈦合金組織的形成過程起著決定性作用。

1）鈦合金三種組織的形成過程

      魏氏組織（粗針狀組織）的形成過程：鈦合金在β相區進行塑性變形并且在轉變溫度以上終止變形時，其組織的形成過程經歷了晶粒形成和晶內形成兩個階段。隨著變形程度增加，β 晶粒沿著金屬流動方向被拉長并壓扁，β 晶粒產生再結晶和聚集再結晶， β 晶粒長大甚至超過原始晶粒尺寸，完成了晶粒形成過程。在高于β 轉變溫度結束變形后，在冷卻過程中，當溫度降至β 相變溫度時，便發生β →α 轉變，首先沿著原β 晶粒的邊界上析出條狀α 相，然后沿晶內按不同的位向析出交叉平行排列的片狀α 相，即完成了晶內形成過程。

      等軸α 晶粒的形成過程：鈦合金在α +β兩相區進行塑性變形時，對原始組織為片狀結構的鈦合金來說，原始的β晶粒和片狀α 相同時產生塑性變形，它們同時被壓扁并沿金屬流動方向被拉長和破碎，晶界的條狀α 相和晶內的片狀α 相彼此之間的差別逐漸消失。當變形程度大于60%～70%時，片狀α 相的痕跡完全消失。因此，在適宜的變形溫度和變形條件下，鈦合金中的條狀α 相和片狀α 相產生再結晶，由于α 相的再結晶快于β 相區的再結晶，而得到呈球狀的α再結晶晶粒， 稱為初生等軸α 晶粒。

      網籃狀組織的形成過程：雖然鈦合金在β 轉變溫度以上變形，但是變形程度足夠大，而且在α+β兩相區終止變形，也就是說條狀α 相和片狀α 相是在動態變形過程中析出，因此，沿β 晶粒邊界析出的條狀α 相被變形扭曲，被變形的片狀α 相切割而變得不那么完整；同時晶內的片狀α 相被變形拉長和扭曲。改變了原來的規則位向和平行排列，形貌趨近于條狀，其間保留著α+β 的混合體。

2）變形溫度對鈦合金性能的影響

      在（α+β）相區塑性變形后，鈦合金顯微組織中初生等軸α 相和β 相含量的比例，決定著鈦合金的力學性能。

      初生α 相含量對TC4 鈦合金室溫和高溫力學性能的影響，初生α 相含量對室溫抗拉強度指標Rm 影響不大，但對塑性指標A、Z 影響較大，特別是斷面收縮率。初生α 相的體積分數在20%～80% 范圍內，斷面收縮率始終保持在40%以上。當初生α 相的體積分數低于20% 時開始下降。若初生α 相的體積分數低于10%，斷面收縮率會低于一般技術條件的要求（30%）。因此，為了保證室溫塑性指標不至于過低，初生α 相的體積分數應控制在20% 以上。缺口抗拉強度敏感性（Rm / ReL）與初生α 相含量間沒有明顯的關系。沖擊

韌度aK 與初生相含量之間同樣沒有明顯關系。然而，初生α 相含量對高溫力學性能的影響則表現為高溫持久和蠕變強度均隨初生α 相含量的增加而明顯下

降， 這是由于條狀α 相比等軸α 相具有更好的持久和蠕變強度的緣故。400℃下的抗拉強度與初生α 相含量之間沒有明顯的規律性。疲勞性能則隨著初生α相含量的增加和尺寸的減小而提高。

      β 鈦合金要得到良好的強度和塑性的配合，必須在再結晶溫度或稍低于再結晶溫度下進行鍛造。在高于再結晶溫度下鍛造后，由于α 相主要沿晶界析出，便出現強度，特別是塑性和沖擊韌度現象的下降。

3）變形程度對鈦合金組織和性能的影響

      制定鍛造工藝時，規定合理的變形程度是保證鈦合金鍛件能獲得一定性能要求的重要條件之一。

       變形程度對鈦合金的組織有著顯著的影響：當變形程度大于30%～40% 時；組織的明顯細化才開始；

      在α + β 兩相區變形，要使針狀粗晶組織充分細化并轉變為球狀組織，變形程度不得小于60%～70%；當變形程度較小時，便形成介于針狀和等軸狀之間的中間組織；變形溫度愈高，得到細晶組織所需的變形程度愈大，不過，若合金在β 相區變形之前先在α+β 相區經過塑性變形，則在隨后的β 相區中變形時僅給予不太大的變形（30%～40% 變形程度）便可使組織得到很大細化。其原因是， 經過α+β相區鍛造的鈦合金在β 相區變形時，出現新晶粒的一次再結晶（β 晶粒再結晶），因此在β 相區變形比在α + β相區變形對晶粒細化更為有效。變形程度對鈦合金不僅會改變晶粒度，而且對晶內針狀（片狀）組織的改變同樣有較大作用，隨著變形程度增加，晶內組織得到細化。變形程度對晶內組織影響最明顯的是在α+β相區的溫度下進行鍛造，這時存在的α 相也被塑性變形，從而改變針狀（片狀）α 的形貌，但是，這種影響效果，隨著變形溫度的升高而減弱。

4）變形速度對組織性能的影響

      鈦合金可在錘和壓力機上進行自由鍛和模鍛。兩種鍛造設備鍛成的壓氣機盤和其他種類鍛件的質量比較表明，兩者的組織和力學性能是相近的。這說明鍛造時模具的運動速度在（0.5～0.8m/s）～（6～8m/s）的范圍內， 變形程度對鍛件的質量是沒有顯著影響的。但是，鈦合金鍛造還是希望采用變形速度較小的壓力機。其主要原因在于錘上鍛造時變形熱效應大，金屬過熱的危險性大， 因而可能引起組織粗大和塑性下降。

      鍛造時熱效應的大小和金屬的溫度、鍛造速度和鍛造比的大小有關。TC6 鈦合金在940～950℃用50%～60%變形程度鍛造時，因熱效應引起溫升為40～60℃。變形程度減小到20%～30% ，熱效應引起的溫升降至10～20℃，而變形程度增大到80%～90% 時，熱效應引起的溫升則要達到100 ～ 140℃。在錘上模鍛工字形截面的鈦合金鍛件時，由于熱效應，鍛件輻板部位的溫升要比凸緣部位的高100℃。

      在錘上鍛造時，熱效應引起鍛件局部粗晶組織，降低室溫塑性和疲勞強度， 而且力學性能也很不穩定。

      為了避免錘上鍛造毛坯的局部過熱，可以將鍛造溫度降低或通過輕擊來進行鍛造。但鍛造溫度的降低會引起金屬的變形抗力增大和要求用大噸位的設備。而采用輕擊勢必會使毛坯與模具的接觸時間延長，毛坯迅速變冷，需要重復加熱，從而延長毛坯在爐內的停留時間，引起鍛件表面α 層增厚，不僅降低合金塑性和持久強度， 而且還降低了勞動生產率。

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鈦合金的鍛造工藝特點

1）變形抗力大

      在鍛造溫度下鈦合金的變形抗力比鋼高。同時，鈦合金的變形抗力隨溫度的降低而升高的速度比鋼快得多。在模鍛鈦合金時，即使鍛件溫度有少許降低，也將導致變形抗力的大大增加。

      對于某些（α + β）鈦合金來說，變形抗力對于溫度的這種敏感性，主要是在（α + β）/ β 相變以下溫度才更加明顯。

      變形速度對鈦合金的變形抗力影響較大，在錘上變形時的單位壓力要比在壓力機上變形時的單位壓力高出數倍。因此，從減小模鍛是能量消耗的觀點來

看，在壓力機上比在錘上好。

2）導熱性差

      鈦合金的導熱性比鋼、鋁等金屬差，鈦合金的熱導率是鐵的1/5，是鋁的1/12.5。因此，鍛坯出爐后表面冷卻快。如果操作慢，就會造成較大的內外溫度差。這往往導致鍛造過程中產生開裂現象和加劇坯料內外變形程度分布的不均勻性。為了減少坯料表面的冷卻速度，充分預熱鍛模、夾鉗等與坯料直接接觸的工具是十分重要的。

3）粘性大、流動性差

       與鋼相比， 鈦合金的粘性大、流動性差。模鍛（包括擠壓）時必須加強潤滑，否則容易產生粘膜現象，而且模鍛的擠壓力也會由于摩擦力的劇增而顯著增高。另外，在模塊或錘頭回程時，鍛件有可能被撕裂。試驗表明，不采用潤滑劑時墩粗鈦合金的摩擦因數高達0.5，如采用玻璃潤滑劑，摩擦因數降至0.04～0.06。

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鈦合金鍛后冷卻和熱處理

     鈦合金鍛件鍛造后通常均采用空冷。不過，根據鈦合金的類型，以及零件所需的強度和塑性指標，有時也在鍛后進行熱處理。鈦合金的鍛后熱處理主要有以下幾種：

   （1）不完全退火　這種退火主要用來消除鍛造后存在的殘余應力， 退火后空冷?！　?/p>

   （2）完全退火　這種退火能有效地消除鍛后存在的殘余應力。

   （3）等溫退火　這種退火適用于β 穩定元素含量較高的兩相鈦合金。這種退火不僅可以消除鍛造中產生的應力，而且還可改變鈦合金的相組成，其作用

在于穩定鈦合金的組織和性能。這種退火包括兩個階段：①首先將鈦合金加熱到低于同素異晶轉變溫度20～160℃的溫度，并在此溫度下保溫；②然后轉入溫度低于同素異晶轉變溫度300～450℃ 的爐中，并在該溫度下保溫。最后取出空冷。　　

   （4）雙重退火　雙重退火的作用類同于等溫退火，也主要是用于（α + β）兩相鈦合金。其過程與等溫退火相同，不同的是經高溫處理的鍛坯，要置于空氣中冷卻到室溫，然后再放入低溫爐中處理。采用雙重退火，可獲得較高的強度極限，但塑性指標要降低。

   （5）淬火、時效　淬火、時效是一種強化熱處理，它能保證鈦合金具有最大的強度。淬火是將鈦合金鍛件加熱到β 相區溫度，保溫后在水中冷卻，從而獲得介穩定β相和馬氏體相α′和α″。時效的作用是使介穩定β 相分解。時效后鍛件在空氣中冷卻。

      為了使（α+β）鈦合金鍛件在淬火、時效后具有較好的強度與塑性的綜合性能，在淬火、時效前，鍛件最好具有等軸的或網籃狀的組織。但是，這種快速冷卻并非對所有鈦合金的力學性能都有利。例如，Ti-2.5Al-7.5Mo-1.0Cr-1.0Fe 鈦合金，雖然也屬（α+β）鈦合金，在β 相區的溫度下變形后則要采取緩冷。因為這種鈦合金的合金化程度高，組織中α針細，要使其達到平衡狀態并使針加粗到最優尺寸，必須慢冷。

       對合金化程度較低的鈦合金，如TC4、TC6、TC9 等鈦合金，在β 相區溫度下變形后，要使快冷顯出效果，其冷卻速度必須控制在一定的范圍內。如果

冷卻太快，組織中的α 針太細，這樣就可能大大降低塑性指標。同時，快冷會使β 相一次再結晶受阻，從而使鍛件上保留有粗晶組織。

      綜上所述， 在選擇β 鍛造后鍛件的冷卻制度時，應該考慮到鈦合金組織和晶內結構。

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鈦合金鍛件缺陷及其防治

     鈦合金鍛造時，由于工藝規范不當，原材料質量控制不嚴等原因，鍛件可能會存在各種缺陷。常見的缺焰有以下幾種：

   （1）β 脆性　β脆性是由于鍛件過熱引起的。α和（α+β）鈦合金，尤其是（α+β）鈦合金，如果鍛造加熱溫度過高，超過了其β 轉變溫度，致使鍛件低倍組織晶粒大，呈等軸狀；顯微組織中α相沿粗大的原始β晶粒的晶界及晶內呈條狀析出。結果是鍛件在室溫下的塑性降低，這種現象叫β 脆性。

    鈦合金鍛件的過熱缺陷不能通過熱處理的方法來修復，而必須通過再次加熱到β轉變溫度以下（如果鍛件允許）進行塑性變形才能修復。為了防止過熱發生，鈦合金加熱時，應嚴格控制爐溫，定期測定爐膛合格區溫度，合理安排裝料位和裝料量不能大多。采用電阻加熱時，爐膛兩側要設置擋板，以免坯料過分接近碳化硅棒而引起過熱。檢測各爐號合金的實際β 轉變溫度，也是防止過熱的有效措施。

（2）局部粗晶　在錘上或壓力機上模鍛時，由于鈦合金的導熱性較差，坯料表層與模具接觸過程中溫度降低很多，加上坯料表面與模具上下模間摩擦的

影響，坯料中間部分受到強烈變形，表面變形程度小，使原材料的組織保留下來，就形成新局部粗晶。

      為了避免鈦合金局部粗晶缺陷，可采取如下措施：采用預鍛工序，使終鍛時變形均勻；加強潤滑，改善坯料與模具間的摩擦；充分預熱模具，以減少坯

料在鍛造過程的溫度下降。

（3）裂紋　鈦合金鍛造表面裂紋主要是終鍛溫度低于鈦合金的充分再結晶溫度時產生的。在模鍛過程中，坯料與模具接觸時間過長，由于鈦合金的導熱性差，容易引起坯料表面冷卻到低于允許的終鍛溫度，也會引起鍛件表面裂紋。為控制裂紋的發生，在壓力機上模鍛時，可采用玻璃潤滑劑，或在錘上鍛造

時， 盡量縮短坯料同下模的接觸時間。

（4） 殘留鑄造組織　鍛造鈦合金鑄錠時，如果鍛造比不夠大或鍛造方法不當， 鍛件會殘留下鑄造組織。解決此缺陷的方法就是增大鍛造比和采用反復

鐓撥。

（ 5） 亮條   所謂鈦合金鍛件中的亮條，是存在于低倍組織中的一條條具有異樣光亮度的肉眼可見的帶。由于光照角度的差異，亮條可以比基體金屬亮，也可比基體金屬暗。在橫斷面上，它呈點狀或片狀；在縱斷面上，則為平滑長條， 其長度從十多毫米到數米不等。產生亮條的原因主要有兩個：一是鈦合金化學成分偏析，二是鍛造過程的變形熱效應。亮條對鈦合金的性能有一定影響， 特別是對塑性和高溫性能影響較大。防止亮條出現的措施是嚴格控制冶煉中化學成分的偏析；正確選擇鍛造熱力規范（加熱溫度、變形程度、變形速度等），以避免鍛件各處溫度因變形熱效應而相差太大。

（6）α 脆化層　α 脆化層主要是鈦合金在高溫時氧和氮通過疏松的氧化皮，向金屬內部擴散，使表層金屬的氧和氮的含量增加，從而使表層組織中α 相的數量增多。當表層金屬的氧和氮含量達到一定數值后，表層組織就可能完全由α 相所組成。這樣鈦合金的表面就形成了α 較多或完全為α 相的表層。這種α 相構成的表面層，通常稱為α 脆化層。鈦合金坯料表面的α 脆化層過厚， 鍛造時可能導致坯料開裂。

      α 脆化層的厚度與鍛造或熱處理時使用加熱爐類型、爐內氣體性質、毛坯或零件的加熱溫度和保溫時間密切相關。隨加熱溫度升高、保溫時間的增長厚度增加；隨爐氣中氧和氮含量的增多而加厚。因此，為了避免這種脆化層過厚，對鍛造或熱處理的加熱溫、保溫時間以及爐氣性質等，必須加以適當控制。

      α、β 以及（α + β）鈦合金都可能形成α 脆化層。但α 鈦合金對形成α 脆化層特別敏感，而β 鈦合金要在加熱到980℃以上才會形成α 脆化層。

（7） 氫脆　 氫脆有兩種類型：應變時型和氫化物型。處于晶格間隙內的氫原子在應力作用下，經過一定時間擴散聚集到應力集中的缺口處。由于氫原子

與位錯的交互作用使位錯被釘住，不能自由運動，從而使基體變脆的現象叫做應變時效型氫脆。高溫下溶入固溶體的氫，隨溫度下降以氫化物形式析出，而使鈦合金變脆的現象就叫做氫化物型氫脆。這兩種類型的氫脆， 在鈦和鈦合金中都可能出現。

      氫脆問題是鈦合金中氫含量超標引起的。因此，工業鈦合金中要求氫含量必須控制在0.015%以內。為了防止或減少氫脆，鍛造或熱處理時應使爐子略帶氧化性氣氛，對于氫含量超過規定以及重要的鈦合金零件， 可進行真空退火， 以消除氫脆。

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