1.1、常用钛合金锻造工艺性能数据
根据理论研究和工厂生产经验，将α型、近α型、α﹢β型和近β型常用钛合金锻造工艺性能数据分别汇总于表1～表4。
从表1～表4的数据可以看出，多数钛合金铸锭的开坯温度在1150℃～1200℃范围内，部分钛合金铸锭开坯的始锻温度在1050℃～1100℃范围内；这两个温度区都位于β相区内，而且前者高于相变温度很多，原因有二：其一，合金在β相区的塑形高、变形抗力低，为了争取更长的锻造时间，有利于提高生产率；其二，铸锭开坯的坯料主要是供给锻造作毛坯，其组织经过大变形程度的锻造后，还可以得到改善，不致于影响锻件性能，故选择生产率高的工艺。
从表1～表4的数据可以看出，压力机上模锻的始锻温度不但大大低于铸锭开坯的始锻温度，而且低于α／β相变温度30℃～50℃，多数钛合金的模锻温度在930℃～970℃范围内，这是为了确保在α﹢β相区变形，以获得锻件需要的组织性能。由于锻锤模锻需要多次打击，操作时间较长，其成品锻件的模锻加热温度可以比压力机锻造适当提高10℃～20℃.但是，为了保证钛合金成品锻件的组织和力学性能，所以锻造工序的终锻温度都应控制在α﹢β两相区。
从表1～表4的数据还可以看出，多数钛合金预成形的始锻温度稍微高于相变温度或在相变温度附近。预成形等过渡工序的始α／β锻温度都低于铸锭开坯，高于模锻的始锻温度，在这个温度区变形既照顾了生产率，又为锻件准备了组织较好的毛坯。
表1 α型钛合金的锻造工艺性能数据
| 合金牌号 | 相变温度／℃ | 锻造温度范围／℃ | 允许变形程度／% |
| 工业纯钛 | α→β：885～900 | 铸锭开坯：1050～650 预成形：950～650 模锻：950～650 | 40～50 30～40 30～40 |
| TA7 | α→α﹢β：930～970 β→α﹢β：1040～1090 | 铸锭开坯：1180～900 预成形：1100～850 锤上模锻：1100～900 压力机上模锻：1020～850 | 30～50 40～70 40～70 40～70 |
| TA13 | α﹢β→β：895±10 | 铸锭开坯：1050～750 预成形：950～700 锤上模锻：880～700 环形件轧制：860～650 | 30～50 40～70 40～70 40～70 |
| TA16 | α﹢β→β：920±20 | 铸锭开坯：1180～900 预成形：1100～850 锤上模锻：1100～900 压力机上模锻：1020～850 板材轧制：1050～800 管材穿孔与热轧：1120～800 | 40～50 50～60 50～70 50～70 50～70 50～70 |
表2 近α型钛合金的锻造工艺性能数据
| 合金牌号 | 相变温度／℃ | 锻造温度范围／℃ | 允许变形程度／% |
| TA11 | α﹢β→β:1040 | 铸锭开坯：1190～900 预成形：1000～800 模锻：1000～800 | 30～50 30～60 30～60 |
| TA12 | α﹢β→β：940±20 | 铸锭开坯：1200～900 预成形：1040～850 锤上模锻：1040～800 压力机上模锻：1030～800 | 30～50 30～55 30～55 30～55 |
| TA15 | α﹢β→β：1020±30 | 铸锭开坯：1180～900 预成形：1080～900 锤上模锻：1020～900 压力机上模锻：1000～900 | 20～30 40～50 40～50 40～50 |
| TA18 | β→α﹢β：925±10 | 铸锭开坯：1050～750 预成形：950～750 模锻：900～700 | 50～70 50～70 40～50 |
| TA19 | α﹢β→β：990±30 | 铸锭开坯：1150～850 预成形：1000～800 锤上模锻：980～800 压力机上模锻：950～800 | 30～60 40～70 40～70 40～70 |
| TC1 | α﹢β→β：920～930 | 铸锭开坯：1150～850 预成形：1000～850 锤上模锻：950～800 压力机上模锻：910～750 | 30～60 40～70 40～70 40～70 |
| TC2 | α﹢β→β：940±20 | 铸锭开坯：1080～850 预成形：980～800 锤上模锻：950～800 压力机上模锻：930～750 | 30～50 40～70 40～70 40～70 |
表3 α﹢β型钛合金的锻造工艺性能数据
| 合金牌号 | 相变温度／℃ | 锻造温度范围／℃ | 允许变形程度／% |
| TC4 | α﹢β→β: 980～1010 | 铸锭开坯：1200～850 预成形：1000～800 锤上模锻：980～800 压力机上模锻：950～800 | 30～60 40～70 40～70 40～70 |
| TC6 | α﹢β→β：980±20 | 铸锭开坯：1150～850 预成形：1050～800 锤上模锻：950～800 压力机上模锻：950～800 等温挤压：940 | 30～60 40～70 40～70 40～70 |
| TC11 | α﹢β→β：1000±20 | 铸锭开坯：1200～900 预成形：980～800 锤上模锻：980～850 压力机上模锻：970～800 | 30～60 40～65 40～65 40～65 |
| TC16 | α﹢β→β：860±20 | 铸锭开坯：1150～850 预成形：1000～850 模锻：950～700 旋转锻造：820～650 | 30～60 40～70 40～70 10～20 |
| TC17 | α﹢β→β：890±15 | 铸锭开坯：1100～800 α﹢β模锻：845～700 压力机上模锻：950～800 | 50～70 30～50 β区：40～60 α﹢β区：20～40 |
| TC18 | β→α﹢β：750±10 | 铸锭开坯：1180～850 预成形：1020～800 锤上模锻：950～800 压力机上模锻：840～750 挤压、轧制：1050～750 | 30～50 40～70 40～70 20～50 20～60 |
表4 近β型钛合金的锻造工艺性能数据
| 合金 | 相变温度／℃ | 锻造温度范围／℃ | 允许变形程度／% | 超塑性温度／℃ |
| TB2 | α﹢β→β: 730～750 | 铸锭开坯：1150～850 | 30～60 | 板材750 |
| TB3 | α→β﹢β：750±10 | 铸锭开坯：1150～850 坯料改锻：1050～800 旋转锻造：760～600 | 30～60 40～70 10～30 | |
| TB5 | α﹢β→β：750～770 | 铸锭开坯：1150～850 坯料改锻：1050～800 旋转锻造：740～600 | 30～60 40～65 10～20 | 板材750～800 |
| TB6 | α﹢β→β：800±15 | 铸锭开坯：1150～850 预成形：840～700 锤上模锻：800～680 压力机上模锻：780～680 等温模锻：780～760 | 50～70 40～60 40～50 40～60 30～50注 | 770 |
| 注：在α﹢β变形 | ||||
1.2、钛合金锻造工艺性能综合分析
根据表1～表4和他们的热力学参数以及钛合金的金属学特性，现对α型、近α型、α﹢β型和近β型四类钛合金的锻造工艺性能及其影响因素进行综合分析。
1.2.1 晶体结果的影响
钛有两种同素异性体：在882℃以下为密排六方结构，称为α相；在882℃以上，为体心立方结构，称为β相。在温度低时，因α相的本质密排六方结构变形时能被激活的滑移系数量有限，塑形成形非常困难；当温度升高时，被激活的滑移系数量增多，工艺塑形得以改善。随着温度的升高，变形抗力也显著降低。当变形温度进入β单相区时，体心立方结构的β相具有相对多的滑移系，变形抗力小，工艺塑形显著提高，可以进行更大变形程度的锻造，而且还降低锻造载荷。大部分的近α型和α﹢β型钛合金两相区进行变形时，其变形抗力和工艺塑形对合金成分、变形温度和变形速率等具有强烈的敏感性，随着在α﹢β两相区温度的下降，平衡状态的α相比例在增加，β相含量在减少，将显著降低工艺塑形和增大变形抗力，因此，一般来说，当在α﹢β两相区进行变形时，根据不同的合金以及对显微组织的不同要求，始锻温度一般控制在Tβ以下30℃～50℃的范围内，而终锻温度尽量不要太低。
1.2.2 合金元素的影响
合金元素（主要成分）及杂质元素都对钛合金锻造工艺塑形、可锻性和再结晶特性有重大影响。
1. 合金元素对可锻性的影响
如上所述，钛的合金化元素主要有三类，即α稳定化元素、中性元素和β稳定化元素。加入不同的合金化元素不仅改变了在退火状态或亚稳定状态下的相组成，而且还改变了钛合金的相变温度、再结晶温度，这些对钛合金的变形抗力和工艺塑形均有很大影响。 纯钛的热加工工艺塑形和成形性都很好；近β型合金具有优异的热加工工艺塑形，而且工艺窗口较宽，锻造时坯料表面不容易开裂；α﹢β型钛合金的热加工工艺塑形中等；而近α型合金一般工艺塑形最差，特别是合金化程度高的高温钛合金，因合金中含有的β稳定化元素较少，合金在稳定状态下基本上以α相为主，而且Al含量高，使相变温度提高，因此，这类近α型钛合金的锻造温度高、变形抗力大、工艺塑形低，而且对变形温度和变形速率敏感性最大。
2. 杂质元素对可锻性的影响
碳和氧等杂质元素的含量对钛合金锻造工艺性能影响很大。随着碳含量的增加，钛合金中碳化钛增多，并且在铸造组织中呈团状或链状分布，使冲击性急剧下降；变形可细化碳化钛并使之均匀分布，从而改善塑形。除碳元素外，尤其是氧对钛合金的工艺塑形影响也很大：氧具有显著的间隙固溶强化作用，因此，钛合金的变形抗力显著提高，工艺塑形降低。真空自耗熔炼能减少杂志元素含量，提高钛合金的塑形。
3. 合金和杂质元素对再结晶的影响
合金化元素对钛合金的再结晶温度也有重要影响，而再结晶温度往往是制定钛合金锻造和热处理工艺的重要参数之一。再结晶过程也是影响钛合金的塑形和强度的重要因素。按照合金化或杂质元素对钛合金再结晶温度的影响程度，可将它们分为三类：
(1)显著提高再结晶温度的元素：N、C、O、B、A、Be、Re。
(2)对再结晶温度无影响的元素：Co、Nb。
(3)含量大才对再结晶温度温度有影响的元素：Sn、V、Cr、Fe、Mn。
添加N、C、O、Al等合金元素可以显著提高钛合金的再结晶温度，例如，碘化法纯钛的再结晶温度在400℃～500℃之间，工业纯钛的再结晶开始温度大约为550℃，在650℃经过1h就可以实现完全再结晶；增加钛合金中的Al含量将增加合金中的点阵畸变程度，降低原子在合金中的扩散速度，从而显著提高再结晶温度，阻碍晶粒的长大。一般来说，随着钛合金合金化程度的增加，再结晶温度也急剧提高。α型钛合金的再结晶温度一般为Tβ温度的0.5～0.7，α﹢β型钛合金的再结晶温度一般为Tβ温度的0.85～0.98，β型钛合金的再结晶温度般为Tβ温度的0.6。
1.2.3 环境介质对可锻性的影响
钛合金在高温下与气体介质有很大的化学亲和力，容易发生氧化和吸氢。在高温锻造加热过程中很容易吸收氧、氢和氮等气体，特别是氧，从而在毛坯表面形成硬而脆的氧化层，一般称之为硬α层，硬α层比钛合金坯料内部的母材金属脆得多，对拉应力和拉伸变形十分敏感，当钛合金毛坯表面存在硬α层时，不但急剧降低工艺塑形，而且使锻件性能恶化。因此，锻造加热时应采取适当的表面防护措施，以防止或减少硬α层而降低工艺塑形。
1.2.4 相变温度与可锻性的关系
有表1～表4中的数据可以看出，几乎所有钛合金的最佳塑形温度都在相变温度以上的β单相区。因为在1000℃以上乃至1200℃的β相区锻造时，塑形高、变形抗力小和可锻性好。 为了争取更长的锻造时间，钛合金铸锭开坯加热温度基本都在 Tβ温度以上的最佳塑形温度区间内，其中大多数控制在1150℃～1200℃温度范围内，少部分控制在1050℃～1100℃温度范围内。
为了保证钛合金成品锻件的组织和力学性能，锻造不能在其塑形最佳和变形抗力最小的β单相区范围内进行，而只能在接近其最佳塑形温度的Tβ温度以下进行。
大多数α型、近α型和α﹢β型钛合金是在表1～表4所示的相变温度Tβ（900℃～1000℃）以下30℃～50℃的温度范围内锻造，例如多数合金压力机上模锻时的加热温度可以在930℃～970℃（非最佳塑形温度）温度范围内；近β型钛合金的Tβ温度较低，一般在740℃～800℃温度范围内，其成品锻件的锻造加热温度通常低于800℃。
1.2.5 变形温度对可锻性的影响
所有类型的钛合金都对锻造变形温度非常敏感。例如对于近α型的TA11、α﹢β型的TC4和近β型的TB6这三类钛合金，当锻造温度下降相对较小时，锻造变形抗力急剧增大，如：当TC4合金的锻造温度降低140℃，变形抗力大约增加四倍，因此，在进行钛合金锻造时，将坯料从路子运输到锻造设备过程中，应尽量减少金属的温度损失。对于传统的锻造加工，也应尽量减少材料于冷模具的直接接触。
温度变化对常用钛合金锻造变形抗力的影响于合金类型也有密切关系。通过对比TA11、TC4和TB6这三种典型合金在10S-1应变速率情况下锻造温度对变形抗力的影响可以看出，在该应变速率条件下，TA11和TC4合金表现出明显的温度敏感性，二者在900℃和800℃的流变应力分别是1010℃（低于TA11合金的Tβ）和1000℃（刚好或略高于TC4合金的Tβ）的2和3倍；但是TB6的温度敏感性较小，即使在总应变高的条件下，TB6在Tβ以下的760℃与Tβ以上的815℃变形相比，变形抗力只提高50%左右。
与其他金属材料相同的是，在普通锻造条件下，许多钛合金均表现出了应变软化行为。应变软化主要发生于Tβ温度以下的锻造过程，当在Tβ温度以上变形时，应变软化表现不明显。这种应变软化行为的区别是因为在Tβ温度以上或以下变形过程中存在不同的显微组织：在Tβ温度以下变形时，合金具有β和α两种相，更容易使应变重新分布，并促进位错更有效的运动，从而导致在Tβ温度以下变形时应变软化更突出。
钛合金锻造的理想变形抗力值与实际的锻造时的变形抗力值存在偏差。然而，变形抗力和锻造工艺的其他参数如温度和应变速率都密切相关，所以在制定钛合金锻造工艺时非常重要。再加上其他锻造工艺参数的影响，如模具温度、润滑条件、前期加工历史和总应变量等，实际上任何一种钛合金锻造所需要的锻造压力都要比理想的变形抗力高。
1.2.6 应变速率对可锻性的影响
钛合金比铝合金和合金钢的锻件常用材料具有更强烈的应变速率敏感性。随着应变速率增加，钛合金的塑形下降和变形抗力增加。当变形温度升高至1000℃以上的β相区时，应变速率对塑形和变形抗力的影响明显降低，即在β相区变形时，各种应变速率条件下的塑形大幅提高、变形抗力大幅降低，应变速率对二者的影响都减小，尽管钛合金在β相区范围内塑形很好和变形抗力较小，而且应变速率对可锻性的影响较小，但在α﹢β两相区内，塑形低、变形抗力大、变形温度范围窄，可是为了确保钛合金锻件要求的组织和力学性能，出铸锭开坯外。模锻工序应尽量在α﹢β两相区进行。
当应变速率从10S-1将至0.001S-1时，TA11、TC4和TB6这三种钛合金的锻造流变应力降低90%～80%，例如TC4合金在900℃、60%应变和10S-1应变速率条件下的流变应力为205MPa,而在相同变形温度和应变条件下，当应变速率下降至0.001S-1时,其流变应力则将至50MPa,为原来应变速率（10S-1）下的1/4。
利用钛合金锻造变形抗力对应变速率敏感的特点，应尽量采用低应变速率。同一钛合金在锻锤上变形（动态）要比液压机上变形（静态）的允许变形程度低很多、变形抗力却高很多，其差别可能达到30%或更高。然而，钛合金传统锻造是在非等温条件进行的，因此，采用模具温度较低的传统锻造方法，可选择高的应变速率，达到应变敏感性与金属温度损失的良好匹配，以得到良好的变形效果。当模具温度与金属的温度接近或相等时，钛合金坯料的温降很有限，可以采用低应变速率进行变形，可以大大减小锻造变形抗力。
采用变形速率高的锻造技术，如在锤上和机械压力机上锻造等，必须考虑因变形热导致的坯料温升。因为钛合金的导热性差，容易造成锻件内部温度分布不均匀和显著的温度差，从而使合金和锻件的力学性能不合格。因此，在应变速率高的条件下锻造钛合金时，锻造温度要考虑热加工温升的因素，防止温升造成的不良后果。
1.2.7 应力状态的影响
应力状态对钛合金的可锻性也有很大影响，拉应力状态比压应力状态允许的变形程度低很多，但变形抗力较低。例如，压应力状态的挤压和闭塞模锻虽可大大提高塑形，但也增加变形抗力。
1.2.8 组织类型对钛合金可锻性的影响
对比不同组织的同一钛合金，如铸造状态与锻造状态，铸造状态的塑形降低而变形抗力高；但当温度升高制1000℃以上时，两者的差异减小，这也是多数钛合金铸锭的开坯温度定在1150℃～1200℃的主要原因之一。
1.2.9 临界变形区
通常钛合金在950℃～1000℃以下有较明显的临界变形区，其临界变形程度小于20%；在1000℃以上，晶粒普遍急剧长大，虽然还能看出变形程度在20%以下的临界变形区，但不明显。因此，为防止锻件晶粒长大，每火的变形程度应控制在20%以上，除铸锭开坯和制坯工序外，终锻工序的加热温度不应超过950℃。
另外，在锻造变形温度范围内，变形程度也对钛合金的再结晶过程有明显影响，变形程度越大，再结晶开始温度越低。
毛坯加热
1） 加热气氛及毛坯防护
钛合金化学性质活泼，极易被加热介质中的氧、氢、氮等有害气体污染。氧和氮在钛合金表面形成一层又硬又脆的α层。在锻造过程中，锻件表面的α层很容易引起锻造裂纹、加快模具磨损、劣化锻件表面质量。钛合金最好在真空或惰性气体保护的电炉中加热，缺点是成本较高，因此，一般在箱式或转底电炉的微氧化气氛中加热即可。
若不得已而采用煤气炉或油炉加热时，应远隔控制炉内气氛，一般需使炉气略带氧化性，切勿在还原性气氛中加热。值得指出的是，无论在何种气氛中加热，钛合金坯料表面都应该涂覆玻璃防护润滑剂。
2） 加热温度和终锻温度
锻造加热温度应按下述次序递降：铸锭开坯、预制坯（预锻）、模锻、切割、弯曲、切边、校正。钛合金铸锭开坯的加热温度均在高于相变温度Tβ的单相区，俄罗斯规定的铸锭开坯加热温度在Tβ以上60℃～100℃，我国规定相应的加热温度在Tβ以上的120℃～200℃；锻锤和压力机上制坯时的加热温度为Tβ以下30℃～50℃；模锻时的加热温度相当于或略低于制坯是的加热温度；在压力机上的模锻加热温度可稍低于在锤上模锻时的加热温度；终锻温度恰恰相反。弯曲、校正、切边和切割的加热温度又都应稍低于模锻时的加热温度。 在不同设备上和不同工序中锻造钛合金时，应分别选择不同的加热和终锻温度，目的是为了获得最佳的组织和性能；并在不影响锻件质量的前提下，尽量提高生产率和节约能量成本。
3）加热速度和保温时间
由表5所示锻件常用钛合金于合金结构钢的热导率数据可知，钛合金（工业纯钛除外）在100℃以下的热导率多在6W/m·℃～10W/m·℃范围内，只有锻件常用合金结构钢热热导率的1/4～1/7，与高温合金的热导率相当或者更低，因此，钛合金坯料需要缓慢加热，并延长保温时间，以避免因加热速度过快和保温时间不足而降低塑形，导致锻裂或变形不均匀影响锻件性能。各种规格钛合金毛坯的加热速度和保温时间见6，表中还给出了坯料在炉中的最长停留时间，以防止晶粒急剧长大而影响锻件的组织和性能。
表5 锻件常用钛合金于合金结构钢的热导率的比较
| 类型 | 牌号 | 热导率/ m-1·℃-1 | 类型 | 牌号 | 热导率/ m-1·℃-1 | 类型 | 牌号 | 热导率/ m-1·℃-1 |
| α型 | 工业纯钛 | 20℃/19.3 800℃/18.4 | 近α型 | TC1 | 20℃/19.3 800℃/18.4 | 近β型 | TB2 | 20℃/19.3 800℃/18.4 |
| TA7 | 20℃/19.3 800℃/18.4 | TC2 | 20℃/19.3 800℃/18.4 | TB3 | 20℃/19.3 800℃/18.4 | |||
| TA13 | 20℃/19.3 800℃/18.4 | α+β型 | TC4 | 20℃/19.3 800℃/18.4 | TB5 | 20℃/19.3 800℃/18.4 | ||
| TA16 | 20℃/19.3 800℃/18.43 | TC6 | 20℃/19.3 800℃/18.43 | 碳素钢 | 20 | 20℃/19.3 800℃/18.43 | ||
| 近α型 | TA11 | 20℃/19.3 800℃/18.4 | TC11 | 20℃/19.3 800℃/18.4 | 45 | 20℃/19.3 800℃/18.4 | ||
| TA12 | 20℃/19.3 800℃/18.4 | TC16 | 20℃/19.3 800℃/18.4 | 渗碳钢 | 12Cr2Ni4A | 20℃/19.3 800℃/18.4 | ||
| TA15 | 20℃/19.3 800℃/18.4 | TC17 | 20℃/19.3 800℃/18.4 | 轴承钢 | GCr15 | 20℃/19.3 800℃/18.4 | ||
| TA18 | 20℃/19.3 800℃/18.4 | TC18 | 20℃/19.3 800℃/18.4 | 调质高强度钢 | 40CrNiMoA | 20℃/19.3 800℃/18.4 | ||
| TA19 | 20℃/19.3 800℃/18.4 | 近β型 | TB6 | 20℃/19.3 800℃/18.4 | 超高强度钢 | 40CrNi2Si2MoVA | 20℃/19.3 800℃/18.4 |
表6 钛合金坯料的加热和保温时间
| 坯料最大厚度或直径/mm | 坯料入炉后升温到始锻温度的时间（不大于）/mm | 保温时间/min | 坯料在炉中的停留时间（不大于）/h | |
| (不小于) | （不大于） | |||
| ≤10 | 5 | 10 | 50 | 1.0 |
| 15 | 8 | 12 | 50 | 1.0 |
| 20 | 10 | 15 | 50 | 1.0 |
| 25 | 10 | 15 | 50 | 1.0 |
| 30 | 10 | 15 | 50 | 1.0 |
| 35 | 15 | 20 | 60 | 1.0 |
| 40 | 15 | 20 | 60 | 1.0 |
| 50 | 15 | 25 | 60 | 1.0 |
| 60 | 15 | 30 | 60 | 1.5 |
| 80 | 15 | 35 | 75 | 2.0 |
| 100 | 20 | 45 | 75 | 2.0 |
| 120 | 20 | 50 | 90 | 2.0 |
| 140 | 25 | 55 | 90 | 2.0 |
| 160 | 25 | 60 | 120 | 2.5 |
| 180 | 30 | 70 | 120 | 2.5 |
| 200 | 30 | 80 | 120 | 2.5 |
| 225 | 35 | 90 | 150 | 3.0 |
| 250 | 35 | 100 | 150 | 3.0 |
| 300 | 40 | 120 | 210 | 4.0 |
| 350 | 40 | 130 | 210 | 4.0 |
| 400 | 50 | 160 | 240 | 4.5 |
| 注:大截面的坯料最好分段加热，即先预热至800℃后再在加热炉的高温区或另外的高温炉内加热 | ||||
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