鈦及鈦合金鍛件的組織和力學(xué)性能主要取決于鍛件的熱機(jī)械加工工藝（TMP),即變形溫度、變形程度、變形速度、鍛后的冷卻速度和熱處理等工藝參數(shù)。鈦及鈦合金鍛件不同于壓力加工方法制成的其他合金的半成品，其組織和力學(xué)性能不太均勻和穩(wěn)定，這主要是由于鈦和鈦合金本身的工藝特點(diǎn)有關(guān)。因此，為了滿(mǎn)足鍛件或模鍛件達(dá)到高質(zhì)量的要求，控制熱機(jī)械加工工藝參數(shù)要比其他金屬的壓力加工方法更為困難些。
各類(lèi)鈦合金對(duì)變形溫度都非常敏感。

變形溫度是決定鍛件或模鍛件組織和力學(xué)性能的主要因素之一。變形溫度或溫度范圍的選擇除了考慮提高合金的可鍛性和減小變形抗力之外，更重要的是考慮保障鍛件或模鍛件應(yīng)具有滿(mǎn)足設(shè)計(jì)所要求的良好綜合力學(xué)性能和相應(yīng)的組織。
鑄錠開(kāi)坯或大型毛坯的初次鍛造，一般采用β區(qū)溫度的鍛造，以提高合金的塑性和減小變形抗力，使鑄造組織得到充分而均勻的變形，獲得細(xì)晶低倍組織。
后續(xù)鍛造或模鍛工序，特別是最后一道工序的變形溫度，則要根據(jù)對(duì)鍛件或模鍛件組織和力學(xué)性能的要求及毛坯的原始組織和工序的變形程度確定。
變形溫度對(duì)（α+β)）鈦合金力學(xué)性能的影響十分明顯，如圖4-34所示。當(dāng)變形溫度高于β相變溫度時(shí)（即β鍛），鈦合金鍛后便具有粗大的β晶粒。變形溫度越高，β晶粒越大，塑性指標(biāo)（斷面收縮率和伸長(zhǎng)率），尤其斷面收縮率的降低特別明顯，這就形成所謂鈦合金β脆性。而且強(qiáng)度指標(biāo)（缺口試樣抗拉強(qiáng)度、光滑試樣抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度）分散度加大，如圖4-34中拋面線(xiàn)所示。當(dāng)變形溫度低于β轉(zhuǎn)變溫度時(shí)，為（α+β）兩相區(qū)鍛造，鈦合金鍛后便具有細(xì)小的晶粒組織，塑性隨變形溫度的降低而增高。在低于β轉(zhuǎn)變溫度下進(jìn)行塑性變形時(shí)，鈦合金將獲得良好的塑性和強(qiáng)度。
此外，由圖4-34還可以看出，在β轉(zhuǎn)變溫度以上進(jìn)行鍛造時(shí)，鈦合金鍛后的沖擊韌性和斷裂韌性高，但分散度大；高溫持久強(qiáng)度和高溫蠕變抗力增加，但高溫持久強(qiáng)度的分散度大。而室溫光滑試樣的疲勞極限則隨溫度（高于β轉(zhuǎn)變溫度）的升高而急劇下降，室溫缺口試樣疲勞極限以及高溫光滑和缺口試樣的疲勞極限，則隨著溫度的升高具有更大的分散度。
1 β區(qū)塑性變形
在β區(qū)進(jìn)行塑性變形并冷卻后組織的變化如圖4-35所示。合金在β相區(qū)進(jìn)行塑性變形時(shí)，組織的形成過(guò)程由晶粒和晶內(nèi)組織形成階段兩部分組成。在β區(qū)塑性變形時(shí)，隨著變形程度的增

大，β晶粒沿著金屬流動(dòng)的方向被拉長(zhǎng)并壓扁，然后首先在原始β晶界上形核和發(fā)展再結(jié)晶，使β晶粒細(xì)化；當(dāng)原始β晶粒邊界上再結(jié)晶的新β晶粒長(zhǎng)大并互相接觸時(shí)，這時(shí)獲得了β晶粒的最細(xì)晶粒度。如果溫度仍在β相區(qū)，則將開(kāi)始發(fā)生聚集再結(jié)晶，可使β晶粒長(zhǎng)大，甚至超過(guò)原尺寸。
當(dāng)合金在β轉(zhuǎn)變溫度以上結(jié)束變形后，在冷卻的過(guò)程中，溫度降至β相變溫度時(shí)，便發(fā)生β→α轉(zhuǎn)變，沿原β晶粒的邊界上首先析出片狀的α相，然后沿晶內(nèi)依不同位向析出呈交叉、平行排列的片狀α相，圖4-35(b)所示為在β區(qū)不同程度變形后冷卻至β轉(zhuǎn)變溫度以下的各種組織形態(tài)，即形成所謂魏氏組織或稱(chēng)為全片狀組織。魏氏組織是造成鈦合金室溫下的低塑性或β脆性以及其他性能指標(biāo)變化的原因。β區(qū)再結(jié)晶細(xì)化β晶粒的機(jī)理如圖4-36所示。β區(qū)塑性變形后的冷卻是非常重要的，因?yàn)榧涌炖鋮s速度將有利于得到較細(xì)小的β晶粒、較薄的晶界α和晶內(nèi)的α片組織，對(duì)進(jìn)一步細(xì)化組織有利。

2（α+β)區(qū)塑性變形
（α+β）鈦合金在低于β轉(zhuǎn)變溫度（即（α+β)區(qū)）下進(jìn)行塑性變形或在β區(qū)開(kāi)始塑性變形，于（α+β)區(qū)結(jié)束塑性變形，可以得到室溫塑性和強(qiáng)度指標(biāo)良好配合，克服β脆性。同時(shí)，室溫光滑試樣的疲勞極限隨晶粒尺寸的減?。ɑ蜃冃螠囟鹊慕档停┒岣撸覝厝笨谠嚇悠跇O限、高溫光滑和缺口試樣的疲勞極限也保持較穩(wěn)定的水平。但合金的斷裂韌性、高溫強(qiáng)度指標(biāo)則隨變形溫度的降低而下降。
圖4-37所示為具有片狀組織的合金在（α+β)區(qū)塑性變形時(shí)形成的不同類(lèi)型的組織。與β區(qū)塑性變形不同，在（α+β）區(qū)進(jìn)行塑性變形的過(guò)程中，β晶粒邊界的α相和晶內(nèi)的片狀α相同時(shí)發(fā)生變形；晶界α相和片狀α相同時(shí)被壓扁并沿金屬流動(dòng)方向被拉長(zhǎng)和破碎，晶界和晶內(nèi)的α相的差別逐漸消失。在經(jīng)過(guò)大于60%~70%的變形后，便不再遺留片狀組織的跡象。如果在兩相區(qū)提高溫度和變形程度，合金發(fā)生充分再結(jié)晶，而且α相的再結(jié)晶比β相的再結(jié)晶來(lái)得快。再結(jié)晶后的晶粒呈球狀，稱(chēng)為初生等軸α晶粒（αp)，如圖4-37中5、6所示。這時(shí)的組織為等軸的初生α和片狀的由（α+β)相間組成的β轉(zhuǎn)變組織。隨著變形程度和溫度的不同，可以形成各種形態(tài)的過(guò)渡組織或雙態(tài)組織。

在（α+β）區(qū)塑性變形后，合金顯微組織中初生等軸α相和β相含量的比例將嚴(yán)重影響合金的力學(xué)性能。變形溫度（在（α+β)區(qū)內(nèi)）越低，初生等軸α相含量越多，β轉(zhuǎn)變組織含量越少。
初生α相含量對(duì)TC4鈦合金室溫和高溫力學(xué)性能的影響如圖4-38所示。初生α相含量對(duì)室溫拉伸強(qiáng)度指標(biāo)（抗拉強(qiáng)度σb)影響不大，但對(duì)拉伸塑性指標(biāo)（伸長(zhǎng)率8、斷面收縮率）影響較明顯，特別是斷面收縮率ψ.初生α相含量在20%~80%范圍內(nèi)，斷面收縮率始終保持在40%以上；當(dāng)初生α相含量低于20%時(shí)，斷面收縮率↓開(kāi)始下降；若初生α相含量低于10%,斷面收縮率便會(huì)低于一般技術(shù)條件所要求的30%.因此，為了保證拉伸塑性指標(biāo)不至于過(guò)低，初生α相的含量應(yīng)控制在20%以上。缺口
敏感性（／σ)與初生α相含量沒(méi)有明顯的關(guān)系；沖擊韌性α與初生α相含量之間同樣沒(méi)有明顯的關(guān)系。而初生α相含量對(duì)高溫力學(xué)性能的影響則表現(xiàn)為：高溫持久和蠕變強(qiáng)度均隨初生α相

含量的增加而明顯下降，這是由于片狀α相比等軸α相具有更好的持久和蠕變強(qiáng)度的緣故。400℃的拉伸強(qiáng)度與初生α相含量之間沒(méi)有明顯的規(guī)律性；疲勞性能則隨初生α相含量的增加和尺寸的減小而提高。
許多研究結(jié)果都表明，（α+β）鈦合金的強(qiáng)度、塑性、熱強(qiáng)性和疲勞等性能要得到最好的配合，顯微組織中等軸初生α相含量和片狀（針狀）α相含量之比應(yīng)控制在（20%~30%):(80%70%),即雙態(tài)組織。為了得到這種組織，最后一到兩火的鍛造加熱溫度必須控制在低于β轉(zhuǎn)變溫度10~30℃,但是，要穩(wěn)定地保證在這樣的變形規(guī)范下進(jìn)行鍛造，特別在制造形狀復(fù)雜的模鍛件時(shí)，只有在等溫條件下和在準(zhǔn)確測(cè)知β轉(zhuǎn)變溫度時(shí)才能實(shí)現(xiàn)。在一般鍛造條件下，為了避免組織粗化，宜略微降低鍛造溫度。
（α+β）鈦合金在兩相區(qū)更低的溫度下鍛造，可以促成組織細(xì)化，增加初生等軸α相的含量，使合金的塑性和疲勞極限提高，但卻降低了合金的熱強(qiáng)性和斷裂韌性。同時(shí)，由于鍛造溫度降低，再結(jié)晶過(guò)程進(jìn)展緩慢，力學(xué)性能各向異性增大，模鍛件受內(nèi)應(yīng)力影響的可能性增大，而且鍛件和模鍛件中的組織和性能的不均勻性也將增大，鍛造和模鍛過(guò)程中因合金工藝塑性降低，鍛件內(nèi)部和表面產(chǎn)生缺陷的危險(xiǎn)性也將增加。
3 β區(qū)開(kāi)始、（α+β)區(qū)結(jié)束的變形
在鑄錠開(kāi)坯時(shí)，常用β區(qū)開(kāi)始鍛造、（α+β)區(qū)結(jié)束鍛造的方法，在其鍛造后所形成的組織主要和（α+β)區(qū)內(nèi)的變形程度有關(guān)。當(dāng)變形程度足夠大（＞50%~60%)時(shí)，所得的顯微組織和一般（α+β)兩相區(qū)鍛后的顯微組織相似，可能是過(guò)渡組織或雙態(tài)組織；而在變形程度較小時(shí)，得到的組織的特點(diǎn)是針狀和等軸狀α相交替存在，即存在著局部組織的不均勻性（見(jiàn)圖4-39).產(chǎn)生類(lèi)似組織不均勻性的原因是：合金在β相區(qū)溫度下開(kāi)始變形，然后隨著合金溫度降至β轉(zhuǎn)變溫度以下，從β相中開(kāi)始析出沿原始β晶粒邊界分布的、富集α穩(wěn)定元素的片狀α相，而晶內(nèi)片狀α相只在溫度繼續(xù)下降時(shí)才析出。β晶界上早已析出的片

狀α相在（α+β)區(qū)的溫度下受到了很大的塑性變形，因而比晶內(nèi)片狀α相鍛得透，也更早發(fā)生再結(jié)晶，成為球狀的α晶粒。若再結(jié)晶來(lái)不及進(jìn)行，則這部分組織呈細(xì)小片狀結(jié)構(gòu)，比晶內(nèi)針狀結(jié)構(gòu)還要細(xì)小。
在（（α+β)區(qū)鍛后所得顯微組織和在β區(qū)開(kāi)始鍛造、（α+β)區(qū)結(jié)束鍛造所得顯微組織有差別，主要是由于（α+β)區(qū)鍛造，全部β晶粒都得到了相同的變形，而在β區(qū)始鍛、（α+β)區(qū)終鍛時(shí)，β晶粒各個(gè)部分的變形量不同。還應(yīng)著重提出的是：跨相變溫度的鍛造在重復(fù)進(jìn)行第二次跨相變溫度鍛造時(shí)，第一次的變形效果被明顯削弱了，沒(méi)有疊加的效果。這是因?yàn)榈诙渭訜釙r(shí)又發(fā)生了一次β再結(jié)晶，這是與（α+β)區(qū)的重復(fù)變形的不同之處。
變形溫度對(duì)α鈦合金晶粒尺寸和室溫力學(xué)性能的影響如圖4-40所示，其影響與（α+β）鈦合金很相似。強(qiáng)度指標(biāo)受變形溫度的影響不大，但當(dāng)變形溫度超過(guò)β轉(zhuǎn)變溫度時(shí)，塑性指標(biāo)（斷面收縮率、伸長(zhǎng)率）明顯下降，而晶粒尺寸也較明顯地增大。在（α+β)區(qū)進(jìn)行塑性變形時(shí)，合金的可鍛性和力學(xué)性能可以得到最好的匹配，但是，在這種情況下，α鈦合金的鍛造溫度范圍要比（α+β)鈦合金窄得多，所以，在α鈦合金鍛造時(shí)經(jīng)常需要重復(fù)加熱?？紤]到α鈦合金比（α+β）鈦合金對(duì)組織的敏感性小，即在β轉(zhuǎn)變溫度以上鍛造引起β脆性?xún)A向小，所以，它的變形溫度可以稍高于β轉(zhuǎn)變溫度，且不會(huì)帶來(lái)較大的危險(xiǎn)性。

α和（α+β)鈦合金的變形結(jié)束溫度（終鍛溫度）應(yīng)高于合金的再結(jié)晶溫度，并受其工藝塑性的限制。
β合金不同于α和（α+β）鈦合金。前者是在淬火、時(shí)效狀態(tài)下應(yīng)用，而后者主要用于退火狀態(tài)。變形溫度（鍛造溫度）對(duì)β合金力學(xué)性能的影響不僅取決于組織變化，而且取決于時(shí)效時(shí)β相分解產(chǎn)物的形狀與尺寸。因此，鍛造溫度對(duì)時(shí)效狀態(tài)下β合金力學(xué)性能的影響比淬火狀態(tài)的大。
所以，β鈦合金要得到良好的強(qiáng)度和塑性的配合，必須在再結(jié)晶溫度或稍低于再結(jié)晶溫度下進(jìn)行鍛造。在高于再結(jié)晶溫度下鍛造后，由于α相主要沿晶界析出，便出現(xiàn)強(qiáng)度特別是塑性和沖擊韌性下降的現(xiàn)象。β合金的變形結(jié)束溫度（終鍛溫度）與α和（α+β)鈦合金一樣，都受其工藝塑性的限制。

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