钛合金锻造试块及冷却工艺-九游会登录

钛合金的锻造及锻后冷却工艺

钛在固态有同素异晶转变。在882.5℃以下，为密排六方晶格，称为α-钛；在882.5℃以上，为体心立方晶格，称为β-钛。α-钛强度高，耐热性好，但塑性差些，变形抗力较大，塑性成形较为困难。β-钛的耐热性较差，但工艺塑性较好，变形加工性较好。

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钛合金的工艺塑性

       钛合金（特别是铸态钛合金）中的碳、合金元素、气体杂质，尤其是氧对钛合金的塑性有很大影响。铸态钛合金经过预处理变形后，塑性将大大提高。

       钛和钛合金有两种同素异形体：在885℃ 以下钛具有密排六方晶格组织α 相；当温度超过885℃以后，α 相转变为具有体心立方晶格组织的β 相。在低温下，六方晶格组织的滑移面数目有限，所以塑性变形困难，当温度升高时，六方晶格中的滑移面增多，所以钛及钛合金的塑性随温度的升高而提高。当温度超过相变点进入β 相区时，金属的组织由六方晶格转变为体心立方晶格，这时钛及钛合金的塑性高，因此，钛合金一般在热态下进行压力加工。

      在锻造过程中，再结晶与加工硬化同时进行。增大变形速度，有时使再结晶不能充分进行，其结果是钛合金的塑性下降，变形抗力增大。因此，钛合金的变形速度不能太大。根据对铸态ta3钛合金的镦粗试验表明，锤上镦粗允许变形程度不大于45%，而液压机上镦粗其允许变形程度则可达60%。故钛合金在压力机上锻造比较适宜。

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钛合金锻前加热规范

      钛合金的锻前加热规范对钛合金锻件的组织以及某些性能有很大的影响。α 和（α β）钛合金铸锭开坯，因其还有后续塑性变形和热处理工序，故其锻造加热温度可取在β相区，而终锻取在α β 相区。

    （α β）钛合金常规锻造的加热温度一般取低于β 转变温度10～30℃，这样可保证钛合金锻造后的显微组织中含有体积分数20%～30% 的初生等轴α 相，使钛合金具有良好的综合力学性能。但是，为了提高钛合金的断裂韧度、高温持久强度和高温蠕变抗力等指标，同时又不至于使室温塑性指标（断面收缩率）降低太多，钛合金锻前的加热温度可提高到β 转变温度以下10℃ 左右， 这样既可保证钛合金锻造后的组织和性能，又可改善其可锻性。

      α钛合金的锻造加热温度一般可取略高于β转变温度，以便扩大钛合金的锻造温度范围，改善工艺塑性。

      β钛合金锻造加热温度一般都高于β 转变温度，而且等于或略低于再结晶温度。

       钛合金毛坯在加热温度下的保温时间一般按0.7～0.8min/mm 计算。

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锻造工艺参数对钛合金锻件性能的影响

      钛合金热变形工艺的核心是变形温度及其变形程度的良好组合， 它们对钛合金组织的形成过程起着决定性作用。

1）钛合金三种组织的形成过程

      魏氏组织（粗针状组织）的形成过程：钛合金在β相区进行塑性变形并且在转变温度以上终止变形时，其组织的形成过程经历了晶粒形成和晶内形成两个阶段。随着变形程度增加，β 晶粒沿着金属流动方向被拉长并压扁，β 晶粒产生再结晶和聚集再结晶， β 晶粒长大甚至超过原始晶粒尺寸，完成了晶粒形成过程。在高于β 转变温度结束变形后，在冷却过程中，当温度降至β 相变温度时，便发生β →α 转变，首先沿着原β 晶粒的边界上析出条状α 相，然后沿晶内按不同的位向析出交叉平行排列的片状α 相，即完成了晶内形成过程。

      等轴α 晶粒的形成过程：钛合金在α β两相区进行塑性变形时，对原始组织为片状结构的钛合金来说，原始的β晶粒和片状α 相同时产生塑性变形，它们同时被压扁并沿金属流动方向被拉长和破碎，晶界的条状α 相和晶内的片状α 相彼此之间的差别逐渐消失。当变形程度大于60%～70%时，片状α 相的痕迹完全消失。因此，在适宜的变形温度和变形条件下，钛合金中的条状α 相和片状α 相产生再结晶，由于α 相的再结晶快于β 相区的再结晶，而得到呈球状的α再结晶晶粒， 称为初生等轴α 晶粒。

      网篮状组织的形成过程：虽然钛合金在β 转变温度以上变形，但是变形程度足够大，而且在α β两相区终止变形，也就是说条状α 相和片状α 相是在动态变形过程中析出，因此，沿β 晶粒边界析出的条状α 相被变形扭曲，被变形的片状α 相切割而变得不那么完整；同时晶内的片状α 相被变形拉长和扭曲。改变了原来的规则位向和平行排列，形貌趋近于条状，其间保留着α β 的混合体。

2）变形温度对钛合金性能的影响

      在（α β）相区塑性变形后，钛合金显微组织中初生等轴α 相和β 相含量的比例，决定着钛合金的力学性能。

      初生α 相含量对tc4 钛合金室温和高温力学性能的影响，初生α 相含量对室温抗拉强度指标rm 影响不大，但对塑性指标a、z 影响较大，特别是断面收缩率。初生α 相的体积分数在20%～80% 范围内，断面收缩率始终保持在40%以上。当初生α 相的体积分数低于20% 时开始下降。若初生α 相的体积分数低于10%，断面收缩率会低于一般技术条件的要求（30%）。因此，为了保证室温塑性指标不至于过低，初生α 相的体积分数应控制在20% 以上。缺口抗拉强度敏感性（rm / rel）与初生α 相含量间没有明显的关系。冲击

韧度ak 与初生相含量之间同样没有明显关系。然而，初生α 相含量对高温力学性能的影响则表现为高温持久和蠕变强度均随初生α 相含量的增加而明显下

降， 这是由于条状α 相比等轴α 相具有更好的持久和蠕变强度的缘故。400℃下的抗拉强度与初生α 相含量之间没有明显的规律性。疲劳性能则随着初生α相含量的增加和尺寸的减小而提高。

      β 钛合金要得到良好的强度和塑性的配合，必须在再结晶温度或稍低于再结晶温度下进行锻造。在高于再结晶温度下锻造后，由于α 相主要沿晶界析出，便出现强度，特别是塑性和冲击韧度现象的下降。

3）变形程度对钛合金组织和性能的影响

      制定锻造工艺时，规定合理的变形程度是保证钛合金锻件能获得一定性能要求的重要条件之一。

       变形程度对钛合金的组织有着显著的影响：当变形程度大于30%～40% 时；组织的明显细化才开始；

      在α β 两相区变形，要使针状粗晶组织充分细化并转变为球状组织，变形程度不得小于60%～70%；当变形程度较小时，便形成介于针状和等轴状之间的中间组织；变形温度愈高，得到细晶组织所需的变形程度愈大，不过，若合金在β 相区变形之前先在α β 相区经过塑性变形，则在随后的β 相区中变形时仅给予不太大的变形（30%～40% 变形程度）便可使组织得到很大细化。其原因是， 经过α β相区锻造的钛合金在β 相区变形时，出现新晶粒的一次再结晶（β 晶粒再结晶），因此在β 相区变形比在α β相区变形对晶粒细化更为有效。变形程度对钛合金不仅会改变晶粒度，而且对晶内针状（片状）组织的改变同样有较大作用，随着变形程度增加，晶内组织得到细化。变形程度对晶内组织影响最明显的是在α β相区的温度下进行锻造，这时存在的α 相也被塑性变形，从而改变针状（片状）α 的形貌，但是，这种影响效果，随着变形温度的升高而减弱。

4）变形速度对组织性能的影响

      钛合金可在锤和压力机上进行自由锻和模锻。两种锻造设备锻成的压气机盘和其他种类锻件的质量比较表明，两者的组织和力学性能是相近的。这说明锻造时模具的运动速度在（0.5～0.8m/s）～（6～8m/s）的范围内， 变形程度对锻件的质量是没有显著影响的。但是，钛合金锻造还是希望采用变形速度较小的压力机。其主要原因在于锤上锻造时变形热效应大，金属过热的危险性大， 因而可能引起组织粗大和塑性下降。

      锻造时热效应的大小和金属的温度、锻造速度和锻造比的大小有关。tc6 钛合金在940～950℃用50%～60%变形程度锻造时，因热效应引起温升为40～60℃。变形程度减小到20%～30% ，热效应引起的温升降至10～20℃，而变形程度增大到80%～90% 时，热效应引起的温升则要达到100 ～ 140℃。在锤上模锻工字形截面的钛合金锻件时，由于热效应，锻件辐板部位的温升要比凸缘部位的高100℃。

      在锤上锻造时，热效应引起锻件局部粗晶组织，降低室温塑性和疲劳强度， 而且力学性能也很不稳定。

      为了避免锤上锻造毛坯的局部过热，可以将锻造温度降低或通过轻击来进行锻造。但锻造温度的降低会引起金属的变形抗力增大和要求用大吨位的设备。而采用轻击势必会使毛坯与模具的接触时间延长，毛坯迅速变冷，需要重复加热，从而延长毛坯在炉内的停留时间，引起锻件表面α 层增厚，不仅降低合金塑性和持久强度， 而且还降低了劳动生产率。

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钛合金的锻造工艺特点

1）变形抗力大

      在锻造温度下钛合金的变形抗力比钢高。同时，钛合金的变形抗力随温度的降低而升高的速度比钢快得多。在模锻钛合金时，即使锻件温度有少许降低，也将导致变形抗力的大大增加。

      对于某些（α β）钛合金来说，变形抗力对于温度的这种敏感性，主要是在（α β）/ β 相变以下温度才更加明显。

      变形速度对钛合金的变形抗力影响较大，在锤上变形时的单位压力要比在压力机上变形时的单位压力高出数倍。因此，从减小模锻是能量消耗的观点来

看，在压力机上比在锤上好。

2）导热性差

      钛合金的导热性比钢、铝等金属差，钛合金的热导率是铁的1/5，是铝的1/12.5。因此，锻坯出炉后表面冷却快。如果操作慢，就会造成较大的内外温度差。这往往导致锻造过程中产生开裂现象和加剧坯料内外变形程度分布的不均匀性。为了减少坯料表面的冷却速度，充分预热锻模、夹钳等与坯料直接接触的工具是十分重要的。

3）粘性大、流动性差

       与钢相比， 钛合金的粘性大、流动性差。模锻（包括挤压）时必须加强润滑，否则容易产生粘膜现象，而且模锻的挤压力也会由于摩擦力的剧增而显著增高。另外，在模块或锤头回程时，锻件有可能被撕裂。试验表明，不采用润滑剂时墩粗钛合金的摩擦因数高达0.5，如采用玻璃润滑剂，摩擦因数降至0.04～0.06。

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钛合金锻后冷却和热处理

     钛合金锻件锻造后通常均采用空冷。不过，根据钛合金的类型，以及零件所需的强度和塑性指标，有时也在锻后进行热处理。钛合金的锻后热处理主要有以下几种：

   （1）不完全退火　这种退火主要用来消除锻造后存在的残余应力， 退火后空冷。　　

   （2）完全退火　这种退火能有效地消除锻后存在的残余应力。

   （3）等温退火　这种退火适用于β 稳定元素含量较高的两相钛合金。这种退火不仅可以消除锻造中产生的应力，而且还可改变钛合金的相组成，其作用

在于稳定钛合金的组织和性能。这种退火包括两个阶段：①首先将钛合金加热到低于同素异晶转变温度20～160℃的温度，并在此温度下保温；②然后转入温度低于同素异晶转变温度300～450℃ 的炉中，并在该温度下保温。最后取出空冷。　　

   （4）双重退火　双重退火的作用类同于等温退火，也主要是用于（α β）两相钛合金。其过程与等温退火相同，不同的是经高温处理的锻坯，要置于空气中冷却到室温，然后再放入低温炉中处理。采用双重退火，可获得较高的强度极限，但塑性指标要降低。

   （5）淬火、时效　淬火、时效是一种强化热处理，它能保证钛合金具有最大的强度。淬火是将钛合金锻件加热到β 相区温度，保温后在水中冷却，从而获得介稳定β相和马氏体相α′和α″。时效的作用是使介稳定β 相分解。时效后锻件在空气中冷却。

      为了使（α β）钛合金锻件在淬火、时效后具有较好的强度与塑性的综合性能，在淬火、时效前，锻件最好具有等轴的或网篮状的组织。但是，这种快速冷却并非对所有钛合金的力学性能都有利。例如，ti-2.5al-7.5mo-1.0cr-1.0fe 钛合金，虽然也属（α β）钛合金，在β 相区的温度下变形后则要采取缓冷。因为这种钛合金的合金化程度高，组织中α针细，要使其达到平衡状态并使针加粗到最优尺寸，必须慢冷。

       对合金化程度较低的钛合金，如tc4、tc6、tc9 等钛合金，在β 相区温度下变形后，要使快冷显出效果，其冷却速度必须控制在一定的范围内。如果

冷却太快，组织中的α 针太细，这样就可能大大降低塑性指标。同时，快冷会使β 相一次再结晶受阻，从而使锻件上保留有粗晶组织。

      综上所述， 在选择β 锻造后锻件的冷却制度时，应该考虑到钛合金组织和晶内结构。

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钛合金锻件缺陷及其防治

     钛合金锻造时，由于工艺规范不当，原材料质量控制不严等原因，锻件可能会存在各种缺陷。常见的缺焰有以下几种：

   （1）β 脆性　β脆性是由于锻件过热引起的。α和（α β）钛合金，尤其是（α β）钛合金，如果锻造加热温度过高，超过了其β 转变温度，致使锻件低倍组织晶粒大，呈等轴状；显微组织中α相沿粗大的原始β晶粒的晶界及晶内呈条状析出。结果是锻件在室温下的塑性降低，这种现象叫β 脆性。

    钛合金锻件的过热缺陷不能通过热处理的方法来修复，而必须通过再次加热到β转变温度以下（如果锻件允许）进行塑性变形才能修复。为了防止过热发生，钛合金加热时，应严格控制炉温，定期测定炉膛合格区温度，合理安排装料位和装料量不能大多。采用电阻加热时，炉膛两侧要设置挡板，以免坯料过分接近碳化硅棒而引起过热。检测各炉号合金的实际β 转变温度，也是防止过热的有效措施。

（2）局部粗晶　在锤上或压力机上模锻时，由于钛合金的导热性较差，坯料表层与模具接触过程中温度降低很多，加上坯料表面与模具上下模间摩擦的

影响，坯料中间部分受到强烈变形，表面变形程度小，使原材料的组织保留下来，就形成新局部粗晶。

      为了避免钛合金局部粗晶缺陷，可采取如下措施：采用预锻工序，使终锻时变形均匀；加强润滑，改善坯料与模具间的摩擦；充分预热模具，以减少坯

料在锻造过程的温度下降。

（3）裂纹　钛合金锻造表面裂纹主要是终锻温度低于钛合金的充分再结晶温度时产生的。在模锻过程中，坯料与模具接触时间过长，由于钛合金的导热性差，容易引起坯料表面冷却到低于允许的终锻温度，也会引起锻件表面裂纹。为控制裂纹的发生，在压力机上模锻时，可采用玻璃润滑剂，或在锤上锻造

时， 尽量缩短坯料同下模的接触时间。

（4） 残留铸造组织　锻造钛合金铸锭时，如果锻造比不够大或锻造方法不当， 锻件会残留下铸造组织。解决此缺陷的方法就是增大锻造比和采用反复

镦拨。

（ 5） 亮条   所谓钛合金锻件中的亮条，是存在于低倍组织中的一条条具有异样光亮度的肉眼可见的带。由于光照角度的差异，亮条可以比基体金属亮，也可比基体金属暗。在横断面上，它呈点状或片状；在纵断面上，则为平滑长条， 其长度从十多毫米到数米不等。产生亮条的原因主要有两个：一是钛合金化学成分偏析，二是锻造过程的变形热效应。亮条对钛合金的性能有一定影响， 特别是对塑性和高温性能影响较大。防止亮条出现的措施是严格控制冶炼中化学成分的偏析；正确选择锻造热力规范（加热温度、变形程度、变形速度等），以避免锻件各处温度因变形热效应而相差太大。

（6）α 脆化层　α 脆化层主要是钛合金在高温时氧和氮通过疏松的氧化皮，向金属内部扩散，使表层金属的氧和氮的含量增加，从而使表层组织中α 相的数量增多。当表层金属的氧和氮含量达到一定数值后，表层组织就可能完全由α 相所组成。这样钛合金的表面就形成了α 较多或完全为α 相的表层。这种α 相构成的表面层，通常称为α 脆化层。钛合金坯料表面的α 脆化层过厚， 锻造时可能导致坯料开裂。

      α 脆化层的厚度与锻造或热处理时使用加热炉类型、炉内气体性质、毛坯或零件的加热温度和保温时间密切相关。随加热温度升高、保温时间的增长厚度增加；随炉气中氧和氮含量的增多而加厚。因此，为了避免这种脆化层过厚，对锻造或热处理的加热温、保温时间以及炉气性质等，必须加以适当控制。

      α、β 以及（α β）钛合金都可能形成α 脆化层。但α 钛合金对形成α 脆化层特别敏感，而β 钛合金要在加热到980℃以上才会形成α 脆化层。

（7） 氢脆　 氢脆有两种类型：应变时型和氢化物型。处于晶格间隙内的氢原子在应力作用下，经过一定时间扩散聚集到应力集中的缺口处。由于氢原子

与位错的交互作用使位错被钉住，不能自由运动，从而使基体变脆的现象叫做应变时效型氢脆。高温下溶入固溶体的氢，随温度下降以氢化物形式析出，而使钛合金变脆的现象就叫做氢化物型氢脆。这两种类型的氢脆， 在钛和钛合金中都可能出现。

      氢脆问题是钛合金中氢含量超标引起的。因此，工业钛合金中要求氢含量必须控制在0.015%以内。为了防止或减少氢脆，锻造或热处理时应使炉子略带氧化性气氛，对于氢含量超过规定以及重要的钛合金零件， 可进行真空退火， 以消除氢脆。

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