CN107824731B

CN107824731B - 一种Ti55钛合金大规格棒材锻造方法

Info

Publication number: CN107824731B
Application number: CN201710894536.6A
Authority: CN
Inventors: 彭晖; 黄德超; 陈艳; 朱雪峰; 李松强
Original assignee: HUNAN GOLDSKY TITANIUM INDUSTRY TECHNOLOGY Co Ltd
Current assignee: Hunan Xiangtou Jintian Titanium Technology Co.,Ltd.
Priority date: 2017-09-28
Filing date: 2017-09-28
Publication date: 2019-04-26
Anticipated expiration: 2037-09-28
Also published as: CN107824731A

Abstract

本发明公开了一种Ti55钛合金大规格棒材的锻造方法，包括开坯锻造、中间锻造、成品锻造这些步骤。本发明在传统的单相区+两相区镦拔变形工艺的基础上，采用“高‑低‑高‑低”交替锻造工艺进行坯料的锻造变形，以显著细化原始β晶粒，提高大规格棒材的锻透性，获得心部和边部均为细小均匀的等轴组织、强度各向差异小的规格为Φ300~Φ450mm以上的Ti55钛合金大规格棒材。

Description

一种Ti55钛合金大规格棒材锻造方法

技术领域

本发明涉及钛合金材料加工技术领域，具体涉及一种Ti55钛合金直径在Φ300~Φ450mm大规格棒材的锻造方法，以获得组织和性能均匀的钛合金棒材。

背景技术

Ti55钛合金属于近α型钛合金，是一种高温钛合金材料，长期使用温度可达550℃，具有良好的热强性和热稳定性。随着航空发动机推重比的提高，压气机的工作条件更为复杂和苛刻，在依靠整体叶盘、整体叶环等新颖结构的同时，还要越来越多地依赖于高比强度、低密度和耐高温能力强的先进材料，高温钛合金恰恰符合这一要求，代替钢或镍基高温合金，用于制造航空发动机压气机叶盘、叶片、整体叶盘、机匣等，可以减轻结构重量40%左右，从而显著提高发动机的推重比和使用性能。用该合金制成的发动机高压气机盘、鼓筒和叶片等已通过了超转、破断、低循环疲劳和叶片振动疲劳试验，并成功地接受了新型航空发动机的长期试车试验，成为现代航空发动机制造中极富应用前景的关键材料之一。

由于Ti55钛合金由于合金化程度高，且在室温状态下主要为α相，因此，在相同的变形条件下（变形温度、变形速率、变形方式），其变形抗力要大于传统的两相合金如TC4、TC11等，其工艺塑性明显低于TC4、TC11；且该合金含有两种含量较低的弱β稳定化元素Nb和Ta，在（α＋β）两相区的温度区间很小，并且随着温度下降，变形抗力的增加较快，这给该合金棒材的锻造变形特别是在（α＋β）两相区的锻造变形加工造成了较大的难度，不仅在锻造过程中容易开裂，坯料打磨量大，成品率很低，并且大规格棒材锻透性差，难以获得均匀且满足标准要求的组织和性能。

发明内容

针对上述现有技术中存在的问题，本发明的目的是提供一种Φ300~Φ450mm 的Ti55钛合金大规格棒材的锻造方法，该棒材各向组织差异小、强度较好、成品率高。因四方坯料的底面是方形，故下文中用“□”来表示表示方坯的边长。

为实现上述目的，本发明采用的技术方案是：一种Ti55钛合金大规格棒材的锻造方法，包括如下具体步骤：

步骤1、开坯锻造：

将Φ680~780mm规格的铸锭在β相转变温度以上100~300℃进行1火次两镦两拔锻造，单次镦粗变形量控制在40~45%；

步骤2、中间锻造：

步骤2.1、将步骤1完成的锻坯在β转变温度以上50~100℃进行2~3火次的两镦两拔锻造，单火次镦拔变形量控制在38~42%；

步骤2.2、将步骤2.1完成的锻坯在β相转变温度以下20~30℃进行1~2火次的一镦一拔锻造，单火次镦拔变形量控制在35~40%；

步骤2.3、将步骤2.2得到的锻坯在β相转变温度以上50~100℃进行1~2火次的一镦一拔锻造，单火次镦拔变形量控制在38~42%；

步骤2.4、将步骤2.3得到的锻坯在β相转变温度以下20~30℃进行5～8火次的一镦一拔锻造，单火次镦拔变形量控制在35~40%；

步骤2.5、将步骤2.4得到的锻坯在β相转变温度以下20~30℃进行2~4火次拔长锻造，拔长变形量控制在32~40%；

步骤3、成品锻造：

将步骤2得到的锻坯在β相转变温度以下20~30℃进行1火次的拔长整形锻造，单火次变形量控制在10~20%，变形至合适的圆棒或方棒。

步骤1、2、3中，坯料每火次锻造加热时，采用三段式的加热方式，即将加热炉预热到800℃，装入铸锭或坯料后保温1~2h，再缓慢升温至工艺要求温度。β相转变温度以上加热系数为0.2~0.7，β相转变温度以下加热系数为0.6~0.8。

步骤1、2、3中，锻造前将工模具预热到200℃以上；锻造过程必须快速准确，操作到位，保证终锻温度；锻造完成后，进行空冷处理。

步骤1、2、3中，每次锻造完成后，必须将坯料表面裂纹完全打磨干净，并平滑过渡。

步骤1、2中，在没有特别说明时候，都使用四方坯料进行变形。

步骤2.2、2.3、2.4中坯料锻造时先进行整形锻造且锻造时间控制在5min以内完成，将打磨形成的凹坑展平，以免在后期锻造中形成应力集中开裂或形成折叠，然后包覆石棉垫回炉保温30min，再进行镦拔锻造。

与现有技术相比，本发明具备的有益效果是：1、本发明在传统的单相区+两相区镦拔变形工艺的基础上，采用“高-低-高-低”交替锻造工艺进行坯料的锻造变形，以显著细化原始β晶粒；2、通过设计合理的锻造火次和火次变形量并在锻造过程中严格控制始锻温度和终锻温度，以减轻坯料锻造时表面开裂，提高大规格棒材的锻透性；3、采用先整形再镦拔锻造，并在坯料锻造过程中包覆石棉垫，以减少开裂的打磨量及坯料损失，提高成品率，获得心部和边部均为细小均匀的等轴组织、强度各向差异小的规格为Φ300~Φ450mm以上的Ti55钛合金大规格棒材。

附图说明

图1为本发明实施例一生产的Φ400mmTi55钛合金规格棒材的显微组织，分别为棒材显微镜下200X的边部、D/4和心部位置显微组织图片；

图2为本发明实施例二生产的Φ300mmTi55钛合金规格棒材的显微组织，分别为棒材显微镜下200X的边部、D/4和心部位置显微组织图片。

具体实施方式

现结合具体实施例，来对本发明作进一步的详细描述。显然，不能因此将本发明限制在所述的实施例范围之中。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，均应属于本发明的保护范围。下述实施例中未注明具体条件的方法，按照常规方法和条件，或按照商品说明书选择。

实施例一（Φ400㎜规格棒材）

步骤1、开坯锻造：

选取Φ780规格、约1.75吨的Ti55铸锭，β相转变温度为1000℃，装入温度为800℃的加热炉中，预热1～2h，缓慢升温到1150℃保温4～6h后，进行1火次两镦两拔锻造锻至四方坯料□580mm，镦拔变形量控制在40~45%，锻后空冷，打磨干净裂纹；

步骤2、中间锻造：

步骤2.1、将步骤1完成的锻坯装入温度为800℃的加热炉中，预热2～4h，缓慢升温到1080℃保温4～6h后，进行2火次镦拔锻造，每火次两镦两拔锻至四方坯料□580mm，单火次镦拔变形量控制在38~42%，锻后空冷，打磨干净裂纹；

步骤2.2、将步骤2.1完成的锻坯装入温度为800℃的加热炉中，预热2～4h，缓慢升温到980℃保温4～6h后，进行1火次镦拔锻造，将锻坯先整形锻造，然后包覆石棉垫回炉保温30min后，再进行一镦一拔锻至四方坯料□580mm，镦拔变形量控制在35~40%，锻后空冷，打磨干净裂纹；

步骤2.3、将步骤2.2完成的锻坯装入温度为800℃的加热炉中，预热2～4h，缓慢升温到1080℃保温4～6h后，进行1火次镦拔锻造，每火次镦拔锻造之前先整形锻造，然后包覆高温石棉垫回炉保温30min后，再进行一镦一拔锻至四方坯料□580mm，镦拔变形量控制在38~42%，锻后空冷，打磨干净裂纹；

步骤2.4、将步骤2.3完成的锻坯装入温度为800℃的加热炉中，预热2～4h，缓慢升温到980℃保温4～6h后，进行7火次镦拔锻造，每火次镦拔锻造之前先整形锻造，然后包覆高温石棉垫回炉保温30min后，再进行一镦一拔，锻至四方坯料□580mm，单火次镦拔变形量控制在35~40%，锻后空冷，打磨干净裂纹；

步骤2.5、将步骤2.4完成的锻坯装入温度为800℃的加热炉中，预热2～4h，缓慢升温到980℃保温4～6h后，进行2火次拔长锻造，每火次拔长变形量控制在32~40%；拔长倒棱后为八方坯料410mm，锻后空冷，打磨干净裂纹；

步骤3、成品锻造：

将步骤2得到的锻坯装入温度为800℃的加热炉中，预热2～4h，缓慢升温到975℃保温4～6h后，进行1火次的拔长滚圆锻造，变形量控制在10~20%，滚圆至Φ400mm棒坯并校直，锻后空冷。

经上述步骤制得的Ti55棒材，组织各向差异小、力学性能均匀，结果见表1和图1。

表1采用本专利工艺生产的Ti55合金Φ400mm规格棒材的性能结果

由于Ti55合金在（α＋β）两相区的温度区间很小，因此β相变点以下锻造温度区间窄，如果在β相转变温度以下40~50℃锻造，会导致锻坯严重开裂；在β相转变温度以下锻造时，如果变形量超过40%，可导致锻坯严重开裂；如变形量小于32%，则锻透性不够，会导致棒材心部变形量不足，组织不均匀；在锻造过程中如不先进行整形锻造，则会在打磨形成的凹坑处形成应力集中并开裂，开裂严重会导致锻坯报废。

实施例二（Φ300㎜规格棒材）

步骤1、开坯锻造：

选取Φ680规格、约1.5吨的Ti55铸锭，β转变温度为1000℃，装入温度为800℃的加热炉中，预热1～2h，缓慢升温到1150℃保温4～6h后，进行两镦两拔锻至四方坯料□560mm，镦拔变形量控制在40~45%，锻后空冷，打磨干净裂纹；

步骤2、中间锻造：

步骤2.1、将步骤1完成的锻坯装入温度为800℃的加热炉中，预热2～4h，缓慢升温到1080℃保温4～6h后，进行2火次镦拔锻造，每火次两镦两拔锻至四方坯料□560mm，单火次镦拔变形量控制在38~42%，锻后空冷，打磨干净裂纹；

步骤2.2、将步骤2.1完成的锻坯装入温度为800℃的加热炉中，预热2～4h，缓慢升温到980℃保温4～6h后，进行1火次一镦一拔锻造，每火次镦拔锻造之前先整形锻造，然后包覆石棉垫回炉保温30min后，再进行一镦一拔锻至四方坯料□560mm，镦拔变形量控制在35~40%，锻后空冷，打磨干净裂纹；

步骤2.3、将步骤2.2完成的锻坯装入温度为800℃的加热炉中，预热2～4h，缓慢升温到1080℃保温4～6h后，进行1火次一镦一拔锻造，每火次镦拔锻造之前先整形锻造，然后包覆高温石棉垫回炉保温30min后，再进行一镦一拔锻至四方坯料□560mm，镦拔变形量控制在38~42%，锻后空冷，打磨干净裂纹；

步骤2.4、将步骤2.3完成的锻坯装入温度为800℃的加热炉中，预热2～4h，缓慢升温到980℃保温4～6h后，进行5火次一镦一拔锻造，每火次镦拔锻造之前先整形锻造，然后包覆高温石棉垫回炉保温30min后，再进行一镦一拔锻至四方坯料□560mm，单火次镦拔变形量控制在35~40%，锻后空冷，打磨干净裂纹；

步骤2.5、将步骤2.4完成的锻坯装入温度为800℃的加热炉中，预热2～4h，缓慢升温到980℃保温4～6h后，进行3火次拔长锻造，每火次拔长变形量控制在32~40%；拔长倒棱后为八方坯料310mm，锻后空冷，打磨干净裂纹；

步骤3、成品锻造：

将步骤2得到的锻坯装入温度为800℃的加热炉中，预热2～4h，缓慢升温到975℃保温4～6h后，进行1火次的拔长滚圆锻造，单火次变形量控制在10~20%，滚圆至Φ300mm棒坯并校直，锻后空冷。

经上述步骤制得Ti55的Φ300mm棒材，各向组织差异小、力学性能均匀，结果见表2和图2。

表2 采用本专利工艺生产的Ti55合金Φ300mm规格棒材的性能结果

Claims

1.一种Ti55钛合金大规格棒材的锻造方法，包括如下具体步骤：

步骤1、开坯锻造：

将Φ680~780mm规格的铸锭在β相转变温度以上100~300℃进行1火次2镦2拔锻造，单次镦粗变形量控制在40~45%；

步骤2、中间锻造：

步骤2.1、将步骤1完成的锻坯在β转变温度以上50~100℃进行2~3火次的2镦2拔锻造，单火次镦拔变形量控制在38~42%；

步骤2.2、将步骤2.1完成的锻坯在β相转变温度以下20~30℃进行1~2火次的1镦1拔锻造，单火次镦拔变形量控制在35~40%；

步骤2.3、将步骤2.2得到的锻坯在β相转变温度以上50~100℃进行1~2火次的1镦1拔锻造，单火次镦拔变形量控制在38~42%；

步骤2.4、将步骤2.3得到的锻坯在β相转变温度以下20~30℃进行5～8火次的1镦1拔锻造，单火次镦拔变形量控制在35~40%；

步骤3、成品锻造

2.根据权利要求1所述的Ti55钛合金大规格棒材的锻造方法，其特征在于，步骤1、2、3中，坯料每火次锻造加热时，采用三段式的加热方式，即将加热炉预热到800℃，装入铸锭或坯料后保温1~4h，再缓慢升温至工艺要求温度，其中β相转变温度以上加热系数为0.2~0.7，β相转变温度以下加热系数为0.6~0.8。

3.根据权利要求1或2所述的Ti55钛合金大规格棒材的锻造方法，其特征在于，步骤1、2、3中，锻造前将工模具预热到200℃以上；锻造完成后，进行空冷处理。

4.根据权利要求1或2所述的Ti55钛合金大规格棒材的锻造方法，其特征在于，步骤1、2、3中，每次锻造完成后，必须将坯料表面裂纹完全打磨干净，并平滑过渡。

5.根据权利要求1或2所述的Ti55钛合金大规格棒材的锻造方法，其特征在于，步骤2.2、2.3、2.4中坯料锻造时先进行整形锻造且锻造时间控制在5min以内完成，将打磨形成的凹坑展平，以免在后期锻造中形成应力集中开裂或形成折叠，然后包覆石棉垫回炉保温30min，再进行镦拔锻造。