生產(chǎn)實踐和理論研究表明，鈦合金半成品的組織和性能具有明顯的工藝敏感性和遺傳性。半成品的質量不僅僅決定于某一具體工序，還與加工的歷史過程有密切的關系。熱機械加工工藝（thermo-mechanical processing,TMP)是以獲得鍛件所要求的組織和性能為目的，把鑄錠至鍛件的各個關鍵工序進行系統(tǒng)地設計與控制而形成的熱加工技術，其中包括相變、加熱、變形量、冷卻速度及熱處理工藝路線等。R.Tricot認為：只有為了改進產(chǎn)品的組織和性能而對應變和溫度進行有目的優(yōu)選和嚴格控制的熱工藝才可稱為熱機械加工工藝。這個概念比單一地討論一道熱處理或變形對組織的影響更顯成熟和全面。比較把TMP理解為“形變熱處理”的看法顯然有更新的內涵。
由于生產(chǎn)鈦合金半成品所采用的熱機械加工工藝路線是一個多工序的過程，包括在β和（α+β)相區(qū)溫度連續(xù)的加熱和變形、變形后的冷卻和最終熱處理。在這么復雜的加工過程中，組織的設計取決于對不同工藝參數(shù)（溫度、應變量、應變速率、冷卻速度）變化機制的深入了解。
熱機械加工的概念無論在俄羅斯或者歐美都已普遍采用，并有比較統(tǒng)一的認識，這是建立在對鈦合金的工藝一組織一性能系統(tǒng)全面認識基礎之上的。特別是對鈦合金的關鍵件和重要承力件的制造具有重要的技術意義，對于大型、特大型結構件尤為如此。
本節(jié)討論（α+β)兩相鈦合金半成品的熱機械加工工藝。G.Lütjering(德國）、J.C.Williams(美國）等人認為：對于上述不同組織類型的各類鍛件可以通過系統(tǒng)地改變熱機械加工工藝路線來實現(xiàn)。這個工藝路線可以歸納為下面4個部分，即：鈦鑄錠的均勻化處理（homogenization)與開坯（breakdown);變形（deformation);再結晶（recrystallization);退火（annealing).下面討論獲得全片層組織、雙態(tài)組織、全等軸組織和工廠退火組織等各類鍛件的熱機械加工工藝（TMP)路線。
G.Lütjering 和J.C.Williams 認為：獲得各種類型組織鍛件的過程都可以用TMP的加工路線圖來描述。（α+β）鈦合金得到片層組織的熱機械加工（TMP)工藝路線示意圖如圖4-10所示。

工序I為均勻化處理和開坯。一旦鈦合金鑄錠熔煉完成后，一般在鍛造之前都要進行一次在β區(qū)的均勻化退火，這對于成分復雜的合金和容易偏析的合金有著積極的意義。但是，不是所有的鈦合金生產(chǎn)商都愿意采用均勻化退火工藝，也不是對所有鈦合金都必須進行均勻化退火的。應該強調的是，均勻化退火對消除高密度夾雜物（HDI)和I型硬α夾雜物（LDI)是沒有作用的。均勻化退火的溫度一般為β轉變溫度TB以上200~450℃,保溫時間在20~30h.鑄錠開坯是鈦鑄錠破碎鑄造組織、改善塑性、提高加工性能所必需的工序，一般開坯溫度為TB以上100~250℃,變形程度ε為28%~38%,鍛造比至少在1.4~1.6.
全片狀組織很容易獲得，只要在最終工藝路線中進行β退火處理即可（即β再結晶，圖4-10中的工序II),所以這種組織常稱為β退火組織。關于工序II,β退火之前的變形可以是鍛造、軋制等，在β區(qū)或（α+β）區(qū)加工均可，工業(yè)上一般第一次變形在β區(qū)變形，可以充分利用β區(qū)的低流動應力，然后再在兩相區(qū)進行變形，這樣可以避免產(chǎn)生大的β晶粒。最后的β退火處理通常是在TB以上30~50℃,以控制β晶粒度，尺寸一般為600μm左右。
β退火的冷卻速度十分重要，因為從β區(qū)冷卻的速度決定了：（1)α片的寬度；（2)α集束的尺寸；（3)β晶粒邊界α相的厚度。這3個參數(shù)多隨著冷卻速度的提高而減小。
圖4-11所示為Ti6242鈦合金從β相區(qū)以不同冷卻速度冷卻得到的顯微組織，包括金相和透射電鏡照片。圖4-11－11(a)和圖4-11(d)所示為緩慢冷卻，冷卻速度為1℃/min,爐冷；圖4-11(b)和圖4-11(e)所示為一般的工業(yè)化冷卻，冷卻速度為100℃/min,較厚的鍛件或厚板的強制冷卻，薄截面鍛件的空冷組織；圖4-11(c)和圖4-11(f)所示為冷卻速度為8000℃/min,小截面（≤10mm)情況下水淬的組織。
對于Ti-6Al-4V、Ti6242等兩相鈦合金，通常在冷卻速度大于1000℃/min時冷卻才有可能變成馬氏體組織。
α集束的寬度、α片層的厚度都因為冷卻速度的加快而變小，但是，在慢速冷卻100℃/min增加到8000℃/min冷速時，α片層的厚度將由5μm劇烈地減小至0.2μm(這時為馬氏體α'的平均值）。在1℃/min冷卻時，α集束幾乎為半個β晶粒度（約300μm);100℃/min冷速時α集束約100μm(見圖4-11(b));當冷卻由100℃/min提高到8000℃/min時，α集束改變成馬氏體片的厚度。這種劇冷得到的馬氏體組織經(jīng)過退火才能成為細的片狀（α+β)組織。

三種冷速下β晶粒邊界的連續(xù)α相清晰可見，這說明即使在非?？斓睦鋮s時也是不可避免地存在連續(xù)晶界α,但晶界α的厚度差別很明顯。應該指出：Ti-6A1-4V合金慢冷時α集束中單個α片的厚度幾乎與連續(xù)晶界α的厚度相當。
工序IV為退火。這時退火溫度比退火時間更為重要，因為溫度決定了強化α相的a2相（即TTi3Al)
是否會析出和溶解。例如：Ti-6Al-4V合金的α2相溶解溫度約為550℃,如果在500℃退火（時效），將會在α相中析出α2相，所以選擇最終退火溫度為600℃或更高的消除應力退火是合理的。此外，還應考慮到β再結晶退火的冷卻速度，在第IV步時會在β相中析出次生的α相。在約700~850℃溫度范圍內，可能存在的馬氏體組織轉變成細小片層的（α+β）組織。對于Ti-6Al-4V合金，許多實踐經(jīng)驗認為，采用800℃/h空冷的退火工藝可以得到很細的片狀（α+β)組織。
另一種全片狀組織是所謂的β加工獲得的（βprocessed).對（α+β)合金來說，在工業(yè)生產(chǎn)中這種工藝應用相對較少，但對β合金來說是很普遍的工藝，如圖4-12所示。其中，第III步的再結晶處理完全省略了，所以組織是非再結晶的狀態(tài)，如圖4-13所示。

第II步的關鍵工藝參數(shù)是在β區(qū)變形的溫度、應變速率和時間，以及變形后的冷卻速度。
這種未進行β再結晶處理的優(yōu)點是α集束的尺寸比較有限，晶界α相一般已被破碎，或變形的β晶界呈鋸齒形貌，β加工的α片厚度并不明顯地小于β熱處理的α片。

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