1.1、常用鈦合金鍛造工藝性能數據

根據理論研究和工廠生產經驗，將α型、近α型、α﹢β型和近β型常用鈦合金鍛造工藝性能數據分別匯總于表1～表4。

從表1～表4的數據可以看出，多數鈦合金鑄錠的開坯溫度在1150℃～1200℃范圍內，部分鈦合金鑄錠開坯的始鍛溫度在1050℃～1100℃范圍內；這兩個溫度區都位于β相區內，而且前者高于相變溫度很多，原因有二：其一，合金在β相區的塑形高、變形抗力低，為了爭取更長的鍛造時間，有利于提高生產率；其二，鑄錠開坯的坯料主要是供給鍛造作毛坯，其組織經過大變形程度的鍛造后，還可以得到改善，不致于影響鍛件性能，故選擇生產率高的工藝。

從表1～表4的數據可以看出，壓力機上模鍛的始鍛溫度不但大大低于鑄錠開坯的始鍛溫度，而且低于α／β相變溫度30℃～50℃，多數鈦合金的模鍛溫度在930℃～970℃范圍內，這是為了確保在α﹢β相區變形，以獲得鍛件需要的組織性能。由于鍛錘模鍛需要多次打擊，操作時間較長，其成品鍛件的模鍛加熱溫度可以比壓力機鍛造適當提高10℃～20℃.但是，為了保證鈦合金成品鍛件的組織和力學性能，所以鍛造工序的終鍛溫度都應控制在α﹢β兩相區。

從表1～表4的數據還可以看出，多數鈦合金預成形的始鍛溫度稍微高于相變溫度或在相變溫度附近。預成形等過渡工序的始α／β鍛溫度都低于鑄錠開坯，高于模鍛的始鍛溫度，在這個溫度區變形既照顧了生產率，又為鍛件準備了組織較好的毛坯。

表1 α型鈦合金的鍛造工藝性能數據

表2 近α型鈦合金的鍛造工藝性能數據

表3 α﹢β型鈦合金的鍛造工藝性能數據

表4 近β型鈦合金的鍛造工藝性能數據

1.2、鈦合金鍛造工藝性能綜合分析

根據表1～表4和他們的熱力學參數以及鈦合金的金屬學特性，現對α型、近α型、α﹢β型和近β型四類鈦合金的鍛造工藝性能及其影響因素進行綜合分析。

1.2.1 晶體結果的影響

鈦有兩種同素異性體：在882℃以下為密排六方結構，稱為α相；在882℃以上，為體心立方結構，稱為β相。在溫度低時，因α相的本質密排六方結構變形時能被激活的滑移系數量有限，塑形成形非常困難；當溫度升高時，被激活的滑移系數量增多，工藝塑形得以改善。隨著溫度的升高，變形抗力也顯著降低。當變形溫度進入β單相區時，體心立方結構的β相具有相對多的滑移系，變形抗力小，工藝塑形顯著提高，可以進行更大變形程度的鍛造，而且還降低鍛造載荷。大部分的近α型和α﹢β型鈦合金兩相區進行變形時，其變形抗力和工藝塑形對合金成分、變形溫度和變形速率等具有強烈的敏感性，隨著在α﹢β兩相區溫度的下降，平衡狀態的α相比例在增加，β相含量在減少，將顯著降低工藝塑形和增大變形抗力，因此，一般來說，當在α﹢β兩相區進行變形時，根據不同的合金以及對顯微組織的不同要求，始鍛溫度一般控制在Tβ以下30℃～50℃的范圍內，而終鍛溫度盡量不要太低。

1.2.2 合金元素的影響

合金元素（主要成分）及雜質元素都對鈦合金鍛造工藝塑形、可鍛性和再結晶特性有重大影響。

1. 合金元素對可鍛性的影響

如上所述，鈦的合金化元素主要有三類，即α穩定化元素、中性元素和β穩定化元素。加入不同的合金化元素不僅改變了在退火狀態或亞穩定狀態下的相組成，而且還改變了鈦合金的相變溫度、再結晶溫度，這些對鈦合金的變形抗力和工藝塑形均有很大影響。 純鈦的熱加工工藝塑形和成形性都很好；近β型合金具有優異的熱加工工藝塑形，而且工藝窗口較寬，鍛造時坯料表面不容易開裂；α﹢β型鈦合金的熱加工工藝塑形中等；而近α型合金一般工藝塑形最差，特別是合金化程度高的高溫鈦合金，因合金中含有的β穩定化元素較少，合金在穩定狀態下基本上以α相為主，而且Al含量高，使相變溫度提高，因此，這類近α型鈦合金的鍛造溫度高、變形抗力大、工藝塑形低，而且對變形溫度和變形速率敏感性最大。

2. 雜質元素對可鍛性的影響

碳和氧等雜質元素的含量對鈦合金鍛造工藝性能影響很大。隨著碳含量的增加，鈦合金中碳化鈦增多，并且在鑄造組織中呈團狀或鏈狀分布，使沖擊性急劇下降；變形可細化碳化鈦并使之均勻分布，從而改善塑形。除碳元素外，尤其是氧對鈦合金的工藝塑形影響也很大：氧具有顯著的間隙固溶強化作用，因此，鈦合金的變形抗力顯著提高，工藝塑形降低。真空自耗熔煉能減少雜志元素含量，提高鈦合金的塑形。

3. 合金和雜質元素對再結晶的影響

合金化元素對鈦合金的再結晶溫度也有重要影響，而再結晶溫度往往是制定鈦合金鍛造和熱處理工藝的重要參數之一。再結晶過程也是影響鈦合金的塑形和強度的重要因素。按照合金化或雜質元素對鈦合金再結晶溫度的影響程度，可將它們分為三類：

(1)顯著提高再結晶溫度的元素：N、C、O、B、A、Be、Re。

(2)對再結晶溫度無影響的元素：Co、Nb。

(3)含量大才對再結晶溫度溫度有影響的元素：Sn、V、Cr、Fe、Mn。

添加N、C、O、Al等合金元素可以顯著提高鈦合金的再結晶溫度，例如，碘化法純鈦的再結晶溫度在400℃～500℃之間，工業純鈦的再結晶開始溫度大約為550℃，在650℃經過1h就可以實現完全再結晶；增加鈦合金中的Al含量將增加合金中的點陣畸變程度，降低原子在合金中的擴散速度，從而顯著提高再結晶溫度，阻礙晶粒的長大。一般來說，隨著鈦合金合金化程度的增加，再結晶溫度也急劇提高。α型鈦合金的再結晶溫度一般為Tβ溫度的0.5～0.7，α﹢β型鈦合金的再結晶溫度一般為Tβ溫度的0.85～0.98，β型鈦合金的再結晶溫度般為Tβ溫度的0.6。

1.2.3 環境介質對可鍛性的影響

鈦合金在高溫下與氣體介質有很大的化學親和力，容易發生氧化和吸氫。在高溫鍛造加熱過程中很容易吸收氧、氫和氮等氣體，特別是氧，從而在毛坯表面形成硬而脆的氧化層，一般稱之為硬α層，硬α層比鈦合金坯料內部的母材金屬脆得多，對拉應力和拉伸變形十分敏感，當鈦合金毛坯表面存在硬α層時，不但急劇降低工藝塑形，而且使鍛件性能惡化。因此，鍛造加熱時應采取適當的表面防護措施，以防止或減少硬α層而降低工藝塑形。

1.2.4 相變溫度與可鍛性的關系

有表1～表4中的數據可以看出，幾乎所有鈦合金的最佳塑形溫度都在相變溫度以上的β單相區。因為在1000℃以上乃至1200℃的β相區鍛造時，塑形高、變形抗力小和可鍛性好。 為了爭取更長的鍛造時間，鈦合金鑄錠開坯加熱溫度基本都在 Tβ溫度以上的最佳塑形溫度區間內，其中大多數控制在1150℃～1200℃溫度范圍內，少部分控制在1050℃～1100℃溫度范圍內。

為了保證鈦合金成品鍛件的組織和力學性能，鍛造不能在其塑形最佳和變形抗力最小的β單相區范圍內進行，而只能在接近其最佳塑形溫度的Tβ溫度以下進行。

大多數α型、近α型和α﹢β型鈦合金是在表1～表4所示的相變溫度Tβ（900℃～1000℃）以下30℃～50℃的溫度范圍內鍛造，例如多數合金壓力機上模鍛時的加熱溫度可以在930℃～970℃（非最佳塑形溫度）溫度范圍內；近β型鈦合金的Tβ溫度較低，一般在740℃～800℃溫度范圍內，其成品鍛件的鍛造加熱溫度通常低于800℃。

1.2.5 變形溫度對可鍛性的影響

所有類型的鈦合金都對鍛造變形溫度非常敏感。例如對于近α型的TA11、α﹢β型的TC4和近β型的TB6這三類鈦合金，當鍛造溫度下降相對較小時，鍛造變形抗力急劇增大，如：當TC4合金的鍛造溫度降低140℃，變形抗力大約增加四倍，因此，在進行鈦合金鍛造時，將坯料從路子運輸到鍛造設備過程中，應盡量減少金屬的溫度損失。對于傳統的鍛造加工，也應盡量減少材料于冷模具的直接接觸。

溫度變化對常用鈦合金鍛造變形抗力的影響于合金類型也有密切關系。通過對比TA11、TC4和TB6這三種典型合金在10S-1應變速率情況下鍛造溫度對變形抗力的影響可以看出，在該應變速率條件下，TA11和TC4合金表現出明顯的溫度敏感性，二者在900℃和800℃的流變應力分別是1010℃（低于TA11合金的Tβ）和1000℃（剛好或略高于TC4合金的Tβ）的2和3倍；但是TB6的溫度敏感性較小，即使在總應變高的條件下，TB6在Tβ以下的760℃與Tβ以上的815℃變形相比，變形抗力只提高50%左右。

與其他金屬材料相同的是，在普通鍛造條件下，許多鈦合金均表現出了應變軟化行為。應變軟化主要發生于Tβ溫度以下的鍛造過程，當在Tβ溫度以上變形時，應變軟化表現不明顯。這種應變軟化行為的區別是因為在Tβ溫度以上或以下變形過程中存在不同的顯微組織：在Tβ溫度以下變形時，合金具有β和α兩種相，更容易使應變重新分布，并促進位錯更有效的運動，從而導致在Tβ溫度以下變形時應變軟化更突出。

鈦合金鍛造的理想變形抗力值與實際的鍛造時的變形抗力值存在偏差。然而，變形抗力和鍛造工藝的其他參數如溫度和應變速率都密切相關，所以在制定鈦合金鍛造工藝時非常重要。再加上其他鍛造工藝參數的影響，如模具溫度、潤滑條件、前期加工歷史和總應變量等，實際上任何一種鈦合金鍛造所需要的鍛造壓力都要比理想的變形抗力高。

1.2.6 應變速率對可鍛性的影響

鈦合金比鋁合金和合金鋼的鍛件常用材料具有更強烈的應變速率敏感性。隨著應變速率增加，鈦合金的塑形下降和變形抗力增加。當變形溫度升高至1000℃以上的β相區時，應變速率對塑形和變形抗力的影響明顯降低，即在β相區變形時，各種應變速率條件下的塑形大幅提高、變形抗力大幅降低，應變速率對二者的影響都減小，盡管鈦合金在β相區范圍內塑形很好和變形抗力較小，而且應變速率對可鍛性的影響較小，但在α﹢β兩相區內，塑形低、變形抗力大、變形溫度范圍窄，可是為了確保鈦合金鍛件要求的組織和力學性能，出鑄錠開坯外。模鍛工序應盡量在α﹢β兩相區進行。

當應變速率從10S-1將至0.001S-1時，TA11、TC4和TB6這三種鈦合金的鍛造流變應力降低90%～80%，例如TC4合金在900℃、60%應變和10S-1應變速率條件下的流變應力為205MPa,而在相同變形溫度和應變條件下，當應變速率下降至0.001S-1時,其流變應力則將至50MPa,為原來應變速率（10S-1）下的1/4。

利用鈦合金鍛造變形抗力對應變速率敏感的特點，應盡量采用低應變速率。同一鈦合金在鍛錘上變形（動態）要比液壓機上變形（靜態）的允許變形程度低很多、變形抗力卻高很多，其差別可能達到30%或更高。然而，鈦合金傳統鍛造是在非等溫條件進行的，因此，采用模具溫度較低的傳統鍛造方法，可選擇高的應變速率，達到應變敏感性與金屬溫度損失的良好匹配，以得到良好的變形效果。當模具溫度與金屬的溫度接近或相等時，鈦合金坯料的溫降很有限，可以采用低應變速率進行變形，可以大大減小鍛造變形抗力。

采用變形速率高的鍛造技術，如在錘上和機械壓力機上鍛造等，必須考慮因變形熱導致的坯料溫升。因為鈦合金的導熱性差，容易造成鍛件內部溫度分布不均勻和顯著的溫度差，從而使合金和鍛件的力學性能不合格。因此，在應變速率高的條件下鍛造鈦合金時，鍛造溫度要考慮熱加工溫升的因素，防止溫升造成的不良后果。

1.2.7 應力狀態的影響

應力狀態對鈦合金的可鍛性也有很大影響，拉應力狀態比壓應力狀態允許的變形程度低很多，但變形抗力較低。例如，壓應力狀態的擠壓和閉塞模鍛雖可大大提高塑形，但也增加變形抗力。

1.2.8 組織類型對鈦合金可鍛性的影響

對比不同組織的同一鈦合金，如鑄造狀態與鍛造狀態，鑄造狀態的塑形降低而變形抗力高；但當溫度升高制1000℃以上時，兩者的差異減小，這也是多數鈦合金鑄錠的開坯溫度定在1150℃～1200℃的主要原因之一。

1.2.9 臨界變形區

通常鈦合金在950℃～1000℃以下有較明顯的臨界變形區，其臨界變形程度小于20%；在1000℃以上，晶粒普遍急劇長大，雖然還能看出變形程度在20%以下的臨界變形區，但不明顯。因此，為防止鍛件晶粒長大，每火的變形程度應控制在20%以上，除鑄錠開坯和制坯工序外，終鍛工序的加熱溫度不應超過950℃。

另外，在鍛造變形溫度范圍內，變形程度也對鈦合金的再結晶過程有明顯影響，變形程度越大，再結晶開始溫度越低。

毛坯加熱

1） 加熱氣氛及毛坯防護

鈦合金化學性質活潑，極易被加熱介質中的氧、氫、氮等有害氣體污染。氧和氮在鈦合金表面形成一層又硬又脆的α層。在鍛造過程中，鍛件表面的α層很容易引起鍛造裂紋、加快模具磨損、劣化鍛件表面質量。鈦合金最好在真空或惰性氣體保護的電爐中加熱，缺點是成本較高，因此，一般在箱式或轉底電爐的微氧化氣氛中加熱即可。

若不得已而采用煤氣爐或油爐加熱時，應遠隔控制爐內氣氛，一般需使爐氣略帶氧化性，切勿在還原性氣氛中加熱。值得指出的是，無論在何種氣氛中加熱，鈦合金坯料表面都應該涂覆玻璃防護潤滑劑。

2） 加熱溫度和終鍛溫度

鍛造加熱溫度應按下述次序遞降：鑄錠開坯、預制坯（預鍛）、模鍛、切割、彎曲、切邊、校正。鈦合金鑄錠開坯的加熱溫度均在高于相變溫度Tβ的單相區，俄羅斯規定的鑄錠開坯加熱溫度在Tβ以上60℃～100℃，我國規定相應的加熱溫度在Tβ以上的120℃～200℃；鍛錘和壓力機上制坯時的加熱溫度為Tβ以下30℃～50℃；模鍛時的加熱溫度相當于或略低于制坯是的加熱溫度；在壓力機上的模鍛加熱溫度可稍低于在錘上模鍛時的加熱溫度；終鍛溫度恰恰相反。彎曲、校正、切邊和切割的加熱溫度又都應稍低于模鍛時的加熱溫度。 在不同設備上和不同工序中鍛造鈦合金時，應分別選擇不同的加熱和終鍛溫度，目的是為了獲得最佳的組織和性能；并在不影響鍛件質量的前提下，盡量提高生產率和節約能量成本。

3）加熱速度和保溫時間

由表5所示鍛件常用鈦合金于合金結構鋼的熱導率數據可知，鈦合金（工業純鈦除外）在100℃以下的熱導率多在6W/m.℃～10W/m.℃范圍內，只有鍛件常用合金結構鋼熱熱導率的1/4～1/7，與高溫合金的熱導率相當或者更低，因此，鈦合金坯料需要緩慢加熱，并延長保溫時間，以避免因加熱速度過快和保溫時間不足而降低塑形，導致鍛裂或變形不均勻影響鍛件性能。各種規格鈦合金毛坯的加熱速度和保溫時間見6，表中還給出了坯料在爐中的最長停留時間，以防止晶粒急劇長大而影響鍛件的組織和性能。

表5 鍛件常用鈦合金于合金結構鋼的熱導率的比較

表6 鈦合金坯料的加熱和保溫時間

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