行业动态

生产实践和理论研究表明，钛合金半成品的组织和性能具有明显的工艺敏感性和遗传性。半成品的质量不仅仅决定于某一具体工序，还与加工的历史过程有密切的关系。热机械加工工艺（thermo-mechanical processing,TMP)是以获得锻件所要求的组织和性能为目的，把铸锭至锻件的各个关键工序进行系统地设计与控制而形成的热加工技术，其中包括相变、加热、变形量、冷却速度及热处理工艺路线等。R.Tricot认为：只有为了改进产品的组织和性能而对应变和温度进行有目的优选和严格控制的热工艺才可称为热机械加工工艺。这个概念比单一地讨论一道热处理或变形对组织的影响更显成熟和全面。比较把TMP理解为“形变热处理”的看法显然有更新的内涵。
由于生产钛合金半成品所采用的热机械加工工艺路线是一个多工序的过程，包括在β和（α+β)相区温度连续的加热和变形、变形后的冷却和最终热处理。在这么复杂的加工过程中，组织的设计取决于对不同工艺参数（温度、应变量、应变速率、冷却速度）变化机制的深入了解。
热机械加工的概念无论在俄罗斯或者欧美都已普遍采用，并有比较统一的认识，这是建立在对钛合金的工艺一组织一性能系统全面认识基础之上的。特别是对钛合金的关键件和重要承力件的制造具有重要的技术意义，对于大型、特大型结构件尤为如此。
本节讨论（α+β)两相钛合金半成品的热机械加工工艺。G.Lütjering(德国）、J.C.Williams(美国）等人认为：对于上述不同组织类型的各类锻件可以通过系统地改变热机械加工工艺路线来实现。这个工艺路线可以归纳为下面4个部分，即：钛铸锭的均匀化处理（homogenization)与开坯（breakdown);变形（deformation);再结晶（recrystallization);退火（annealing).下面讨论获得全片层组织、双态组织、全等轴组织和工厂退火组织等各类锻件的热机械加工工艺（TMP)路线。
G.Lütjering 和J.C.Williams 认为：获得各种类型组织锻件的过程都可以用TMP的加工路线图来描述。（α+β）钛合金得到片层组织的热机械加工（TMP)工艺路线示意图如图4-10所示。

工序I为均匀化处理和开坯。一旦钛合金铸锭熔炼完成后，一般在锻造之前都要进行一次在β区的均匀化退火，这对于成分复杂的合金和容易偏析的合金有着积极的意义。但是，不是所有的钛合金生产商都愿意采用均匀化退火工艺，也不是对所有钛合金都必须进行均匀化退火的。应该强调的是，均匀化退火对消除高密度夹杂物（HDI)和I型硬α夹杂物（LDI)是没有作用的。均匀化退火的温度一般为β转变温度TB以上200~450℃,保温时间在20~30h.铸锭开坯是钛铸锭破碎铸造组织、改善塑性、提高加工性能所必需的工序，一般开坯温度为TB以上100~250℃,变形程度ε为28%~38%,锻造比至少在1.4~1.6.
全片状组织很容易获得，只要在最终工艺路线中进行β退火处理即可（即β再结晶，图4-10中的工序II),所以这种组织常称为β退火组织。关于工序II,β退火之前的变形可以是锻造、轧制等，在β区或（α+β）区加工均可，工业上一般第一次变形在β区变形，可以充分利用β区的低流动应力，然后再在两相区进行变形，这样可以避免产生大的β晶粒。最后的β退火处理通常是在TB以上30~50℃,以控制β晶粒度，尺寸一般为600μm左右。
β退火的冷却速度十分重要，因为从β区冷却的速度决定了：（1)α片的宽度；（2)α集束的尺寸；（3)β晶粒边界α相的厚度。这3个参数多随着冷却速度的提高而减小。
图4-11所示为Ti6242钛合金从β相区以不同冷却速度冷却得到的显微组织，包括金相和透射电镜照片。图4-11－11(a)和图4-11(d)所示为缓慢冷却，冷却速度为1℃/min,炉冷；图4-11(b)和图4-11(e)所示为一般的工业化冷却，冷却速度为100℃/min,较厚的锻件或厚板的强制冷却，薄截面锻件的空冷组织；图4-11(c)和图4-11(f)所示为冷却速度为8000℃/min,小截面（≤10mm)情况下水淬的组织。
对于Ti-6Al-4V、Ti6242等两相钛合金，通常在冷却速度大于1000℃/min时冷却才有可能变成马氏体组织。
α集束的宽度、α片层的厚度都因为冷却速度的加快而变小，但是，在慢速冷却100℃/min增加到8000℃/min冷速时，α片层的厚度将由5μm剧烈地减小至0.2μm(这时为马氏体α'的平均值）。在1℃/min冷却时，α集束几乎为半个β晶粒度（约300μm);100℃/min冷速时α集束约100μm(见图4-11(b));当冷却由100℃/min提高到8000℃/min时，α集束改变成马氏体片的厚度。这种剧冷得到的马氏体组织经过退火才能成为细的片状（α+β)组织。

三种冷速下β晶粒边界的连续α相清晰可见，这说明即使在非常快的冷却时也是不可避免地存在连续晶界α,但晶界α的厚度差别很明显。应该指出：Ti-6A1-4V合金慢冷时α集束中单个α片的厚度几乎与连续晶界α的厚度相当。
工序IV为退火。这时退火温度比退火时间更为重要，因为温度决定了强化α相的a2相（即TTi3Al)
是否会析出和溶解。例如：Ti-6Al-4V合金的α2相溶解温度约为550℃,如果在500℃退火（时效），将会在α相中析出α2相，所以选择最终退火温度为600℃或更高的消除应力退火是合理的。此外，还应考虑到β再结晶退火的冷却速度，在第IV步时会在β相中析出次生的α相。在约700~850℃温度范围内，可能存在的马氏体组织转变成细小片层的（α+β）组织。对于Ti-6Al-4V合金，许多实践经验认为，采用800℃/h空冷的退火工艺可以得到很细的片状（α+β)组织。
另一种全片状组织是所谓的β加工获得的（βprocessed).对（α+β)合金来说，在工业生产中这种工艺应用相对较少，但对β合金来说是很普遍的工艺，如图4-12所示。其中，第III步的再结晶处理完全省略了，所以组织是非再结晶的状态，如图4-13所示。

第II步的关键工艺参数是在β区变形的温度、应变速率和时间，以及变形后的冷却速度。
这种未进行β再结晶处理的优点是α集束的尺寸比较有限，晶界α相一般已被破碎，或变形的β晶界呈锯齿形貌，β加工的α片厚度并不明显地小于β热处理的α片。

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