CN110639953A - 提高粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金力学性能的多道次等温热轧方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提出一种提高粉末冶金Ti‑22Al‑25Nb合金力学性能的多道次等温热轧方法，其具体步骤包括加热炉升温到设定目标温度，轧件放入加热炉中保温，多道次等温热轧，道次间回炉保温和多道次等温热轧后合金空冷。该多道次等温热轧方法能够同时提高粉末冶金Ti‑22Al‑25Nb合金的塑性和强度，改善其综合力学性能，具有成形过程操作简单、综合力学性能改善效果明显的优点，满足对粉末冶金Ti‑22Al‑25Nb合金强韧化的实际需求。
Description
技术领域
本发明属于钛合金变形加工技术领域，特别涉及一种提高粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金力学性能的多道次等温热轧方法。
背景技术
近些年来，Ti2AlNb基合金由于其比强度高、耐腐蚀性优异和耐高温等优点，成为在航空航天领域最具潜力的轻质高温结构材料。粉末冶金作为一种近净成形技术，具有简单、高效、低成本、高纯度和环保的特点，已经成为制备Ti2AlNb基合金的有效方法。放电等离子烧结技术(SPS)是一种压力辅助脉冲电流粉末烧结工艺，它能够在焦耳热、等离子体和电场的综合作用下对粉末进行快速加热和固化，具有加热速度快、烧结温度低、烧结时间短、烧结周期短的优点，与传统的烧结方式如热等静压烧结(HIP)、热压烧结(HP)相比可以降低能耗，实现优质快速高效烧结，并可以达到细化微观组织，避免元素的大规模偏析，获得高均匀和高密度的化学成分的效果。Ti-22Al-25Nb(at.％)合金作为第二代Ti2AlNb基合金，其主要由体心立方B2相、有序正交O相和密排六方α2相组成，它不仅在室温和高温下表现出优良的力学性能，而且具有密度低、熔点高、抗氧化和抗蠕变能力高的特点，得到了国内外学者的广泛关注。但是由于Ti-22Al-25Nb合金的可塑性和可加工性较差，在工程技术应用领域具有一定的局限性，所以对Ti-22Al-25Nb强韧化方面的研究变得愈发的重要。此外，由于Ti-22Al-25Nb合金的组织类型比较复杂，不同的塑性加工方法以及变形温度均会对变形后合金的组织类型产生影响，进而进一步影响合金的综合力学性能，所以利用大变形的加工方法对合金进行组织和性能方面的改善变得行之有效。
常见的大变形加工方法包括锻造、挤压、轧制等。锻造是对金属材料施加压力，以压力成型机械为主要工作介质，通过模具、夹具、治具、工装等设备进行压力传导达到特定的机械性能、塑性、外观和工艺要求；挤压是通过金属变形和流入型腔完成，在极高的型腔内温度下压缩型腔内的金属材料，使其在三向不均匀压应力作用下实现塑性变形。锻造和挤压的过程中需要提供在极端应力条件下具有润滑和过滤作用的介质，这些介质需要承受极端温度和压力条件，如果不满足需求，产品经营和生产会遭受损害，导致生产和声誉受损。而轧制成形技术与锻造和挤压相比具有操作简单、实施性强的优点，逐渐的成为最具符合使用需求的加工工艺方法。
轧制成形技术是借助轧辊与轧件之间的摩擦力将轧件咬入不同旋转方向的轧辊间，同时依靠轧辊施加的压力来使轧件发生塑性变形的一种材料加工方法。轧件通过轧制后，不仅使轧件的形状、尺寸发生变化，而且轧件的组织和性能也得到相应的改善和提高。根据轧制温度的不同，可以分为冷轧、温轧和热轧三种方式。热轧是在再结晶温度以上进行的轧制，热轧时金属塑性高，变形抗力低，大大降低了金属变形的能量消耗，降低了成本，而且采用大压下量轧制，能够提高生产效率，为轧制过程的连续化和自动化的实现创造了条件，更为重要的是，热轧能够消除组织缺陷，能够大大提高金属及合金的加工性能，改善金属及合金的综合力学性能。然而，目前关于Ti-22Al-25Nb合金的大塑性变形方面的研究，主要可见于热锻造、热挤压、高压旋扭等，关于采用多道次热轧工艺改善Ti-22Al-25Nb合金综合力学性能的研究还未见报道。
发明内容
本发明要解决的技术问题在于提供一种能够同时改善粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金的强度和塑性，实现合金的强韧化，提高其力学性能的热轧方法。
为解决上述技术问题，本发明提出一种提高粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金力学性能的多道次等温热轧方法，其包括以下具体步骤：
步骤1、设定总压下量m(单位mm)和下压道次数n；
步骤2、加热炉升温到设定目标温度：
对加热炉进行调节，使加热炉内温度升高到设定目标温度；
步骤3、炉中保温及调节轧辊间距离：
当加热炉升高到目标温度后，将高粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金轧件放入到加热炉中进行保温，确保合金受热均匀；在保温的过程中，设置轧辊的下压量，调节两轧辊之间的距离至设定值；
步骤4、单道次等温热轧：
在将轧件取出前，先启动轧机，使其稳定到设定速度；保温时间结束后，将轧件从加热炉中取出，迅速放入轧机中进行热轧；
步骤5、多道次等温热轧：
如果已经完成的下压量小于总压下量m，则重复步骤2-4，直到达到总压下量m；
如果已经完成的下压量等于总压下量m，则实施步骤6；
步骤6、空冷：将热轧后的样品放在空气中进行空冷。
优选的，所述轧件是在950℃/80MPa/10min烧结条件下通过放电等离子烧结技术烧结得到的。
优选的，所述轧件的预合金粉末是通过气雾化法得到的。
优选的，所述轧件的边角需要经过提前打磨，消除应力集中的影响，防止开裂，以及防止在轧制过程中发生意外事故。
优选的，所述步骤4中的设定速度为0.4m/s，属于轧制过程中的最优速度也是最安全速度；
优选的，所述步骤3中将轧件放入到加热炉中进行保温的时间为10-20min；
优选的，所述步骤2中，在进行α2+B2两相区轧制时的设定目标温度为1050℃，在进行B2单相区轧制时的设定目标温度为1100℃。
优选的，所述步骤3中所述轧辊的下压量设置为m/n。
与现有方法相比，本发明具有以下有益效果：
该种粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金力学性能的多道次等温热轧方法能够同时提高合金的塑性和强度，改善其综合力学性能，具有成形过程操作简单、综合力学性能改善效果明显的优点，满足对Ti-22Al-25Nb合金强韧化的实际需求，应用性强。
附图说明
附图1是本发明实施例1等温热轧后合金的显微组织图及再结晶分布图；
附图2是本发明实施例2等温热轧后合金的显微组织图及再结晶分布图；
附图3是本发明实施例3等温热轧后合金的显微组织图及再结晶分布图；
附图4是本发明实施例4等温热轧后合金的显微组织图及再结晶分布图；
附图5是初始合金与热轧合金的工程应力-应变曲线图；以及
附图6是热轧合金的再结晶体积分数统计图。
具体实施方式
下面结合具体实施例对本发明作进一步详细的说明，但是本发明可以根据权利要求限定和覆盖的多种不同方式实施。
在下述具体实施例中，轧机型号为自制200型的二辊轧机，电压为380V，最大扭矩为1.5t/m，最大速率为2m/s。粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金样品是在950℃/80MPa/10min烧结条件下通过放电等离子烧结技术烧结得到的。粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金的预合金粉末是通过气雾化法得到的。样品初始尺寸为φ35×2mm的圆片，其边角需要经过提前打磨，消除应力集中的影响，防止开裂，以及防止在轧制过程中发生意外事故。
实施例中的样品经过热轧后厚度变为1.2mm，即总压下量为0.8mm。轧制后对热轧后合金的性能进行测定，显微组织及再结晶分布图参见附图1所示，工程应力-应变曲线及再结晶体积分数统计图参见附图5和附图6所示。图5中1#表示初始合金，2#表示热轧温度1050℃、1道次,3#表示热轧温度1050℃、4道次，4#表示热轧温度1100℃、1道次，5#表示热轧温度1100℃、4道次。图6中黑色代表再结晶区，白色代表亚晶区，灰色代表变形区。
实施例1
本实施例的提高粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金力学性能的多道次等温热轧方法，热轧温度为1050℃(α2+B2两相区)，总压下量为0.8mm，1道次热轧完成，即单道次变形量为0.8mm，包括以下步骤：
第一步：调节目标温度。对加热炉进行调节，使加热炉在30min时间内升高到目标温度1050℃(α2+B2两相区)，升温速率达到35℃/min。
第二步：炉中保温及调节轧辊间距离。当加热炉升高到目标温度后，将轧件放入到加热炉中进行保温10min。在保温的过程中，调节好两轧辊之间的距离，使两轧辊间的距离为1.2mm。
第三步：1道次等温热轧。在将轧件取出前，先启动二辊轧机，使其稳定到指定速度0.4m/s。保温时间结束后，将轧件从加热炉中取出，迅速放入轧机中进行热轧。
第四步：空冷。将热轧后的样品放在空气中进行空冷。
从附图1、5和6中可以看出，合金晶粒变得相对细小，测得晶粒尺寸为97.28μm，大部分晶粒发生了再结晶，再结晶体积分数达到了54.3％，力学测试结果显示室温拉伸性能为：TS＝964.78MPa，YS＝935.16MPa，δ＝23.65％。和初始合金室温拉伸性能相比，强度有所提高，延伸率得到了极大的提升，提高到初始合金的230.05％。
注：TS表示抗拉强度，YS表示屈服强度，δ表示延伸率，附图5中可以看出初始合金的室温拉伸性能为：TS＝941.15MPa，YS＝911.31MPa，δ＝10.28％。
实施例2
本实施例的提高粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金力学性能的多道次等温热轧方法，热轧温度为1050℃(α2+B2两相区)，总压下量为0.8mm，4道次热轧完成，即单道次变形量为0.2mm，包括以下步骤：
第一步：调节目标温度。对加热炉进行调节，使加热炉在30min时间内升高到目标温度1050℃(α2+B2两相区)，升温速率达到35℃/min。
第二步：炉中保温及调节轧辊间距离。当加热炉升高到目标温度后，将轧件放入到加热炉中进行保温10min。在保温的过程中，调节好两轧辊之间的距离，使两轧辊间的距离为1.8mm。
第三步：1道次等温热轧。在将轧件取出前，先启动二辊轧机，使其稳定到指定速度0.4m/s。保温时间结束后，将轧件从加热炉中取出，迅速放入轧机中进行热轧。
第四步：炉中保温及调节轧辊间距离。将轧件放入到加热炉中进行保温10min。在保温的过程中，调节好两轧辊之间的距离，使两轧辊间的距离为1.6mm。
第五步：2道次等温热轧。在将轧件取出前，先启动二辊轧机，使其稳定到指定速度0.4m/s。保温时间结束后，将轧件从加热炉中取出，迅速放入轧机中进行热轧。
第六步：炉中保温及调节轧辊间距离。将轧件放入到加热炉中进行保温10min。在保温的过程中，调节好两轧辊之间的距离，使两轧辊间的距离为1.4mm。
第七步：3道次等温热轧。在将轧件取出前，先启动二辊轧机，使其稳定到指定速度0.4m/s。保温时间结束后，将轧件从加热炉中取出，迅速放入轧机中进行热轧。
第八步：炉中保温及调节轧辊间距离。将轧件放入到加热炉中进行保温10min。在保温的过程中，调节好两轧辊之间的距离，使两轧辊间的距离为1.2mm。
第九步：4道次等温热轧。在将轧件取出前，先启动二辊轧机，使其稳定到指定速度0.4m/s。保温时间结束后，将轧件从加热炉中取出，迅速放入轧机中进行热轧。
第十步：空冷。将热轧后的样品放在空气中进行空冷。
对热轧后合金的性能进行测定，显微组织及再结晶分布图参见附图2所示，工程应力-应变曲线及再结晶体积分数统计图参见附图5和附图6所示。从附图2、5和6中可以看出，合金晶粒变大，测得晶粒尺寸为106.18μm，再结晶程度减弱，再结晶体积分数达到了11.8％，力学测试结果显示室温拉伸性能为：TS＝916.39MPa，YS＝896.42MPa，δ＝9.43％。和初始合金室温力学性能相比，强度和延伸率均变化不大。
实施例3
本实施例的提高粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金力学性能的多道次等温热轧方法，热轧温度为1100℃(B2单相区)，总压下量为0.8mm，1道次热轧完成，即单道次变形量为0.8mm，包括以下步骤：
第一步：调节目标温度。对加热炉进行调节，使加热炉在32min时间内升高到目标温度1100℃(B2单相区)，升温速率达到35℃/min。
第二步：炉中保温及调节轧辊间距离。当加热炉升高到目标温度后，将轧件放入到加热炉中进行保温10min。在保温的过程中，调节好两轧辊之间的距离，使两轧辊间的距离为1.2mm。
第三步：1道次等温热轧。在将轧件取出前，先启动二辊轧机，使其稳定到指定速度0.4m/s。保温时间结束后，将轧件从加热炉中取出，迅速放入轧机中进行热轧。
第四步：空冷。将热轧后的样品放在空气中进行空冷。
对热轧后合金的性能进行测定，显微组织及再结晶分布图参见附图3所示，工程应力-应变曲线及再结晶体积分数统计图参见附图5和附图6所示。从附图3、5和6中可以看出，合金晶粒明显变大，测得晶粒尺寸为122.21μm，再结晶程度减弱，再结晶体积分数达到了28.7％，力学测试结果显示室温拉伸性能为：TS＝937.58MPa，YS＝908.37MPa，δ＝18.14％。与初始合金室温力学性能相比，强度小幅减少，延伸率却提高到初始的176.5％。
实施例4
本实施例的提高粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金力学性能的多道次等温热轧方法，热轧温度为1100℃(B2单相区)，总压下量为0.8mm，4道次热轧完成，即单道次变形量为0.2mm，包括以下步骤：
第一步：调节目标温度。对加热炉进行调节，使加热炉在32min时间内升高到目标温度1100℃(B2单相区)，升温速率达到35℃/min。
第二步：炉中保温及调节轧辊间距离。当加热炉升高到目标温度后，将轧件放入到加热炉中进行保温10min。在保温的过程中，调节好两轧辊之间的距离，使两轧辊间的距离为1.8mm。
第三步：1道次等温热轧。在将轧件取出前，先启动二辊轧机，使其稳定到指定速度0.4m/s。保温时间结束后，将轧件从加热炉中取出，迅速放入轧机中进行热轧。
第四步：炉中保温及调节轧辊间距离。将轧件放入到加热炉中进行保温10min。在保温的过程中，调节好两轧辊之间的距离，使两轧辊间的距离为1.6mm。
第五步：2道次等温热轧。在将轧件取出前，先启动二辊轧机，使其稳定到指定速度0.4m/s。保温时间结束后，将轧件从加热炉中取出，迅速放入轧机中进行热轧。
第六步：炉中保温及调节轧辊间距离。将轧件放入到加热炉中进行保温10min。在保温的过程中，调节好两轧辊之间的距离，使两轧辊间的距离为1.4mm。
第七步：3道次等温热轧。在将轧件取出前，先启动二辊轧机，使其稳定到指定速度0.4m/s。保温时间结束后，将轧件从加热炉中取出，迅速放入轧机中进行热轧。
第八步：炉中保温及调节轧辊间距离。将轧件放入到加热炉中进行保温10min。在保温的过程中，调节好两轧辊之间的距离，使两轧辊间的距离为1.2mm。
第九步：4道次等温热轧。在将轧件取出前，先启动二辊轧机，使其稳定到指定速度0.4m/s。保温时间结束后，将轧件从加热炉中取出，迅速放入轧机中进行热轧。
第十步：空冷。将热轧后的样品放在空气中进行空冷。
对热轧后合金的性能进行测定，显微组织及再结晶分布图参见附图4所示，工程应力-应变曲线及再结晶体积分数统计图参见附图5和附图6所示。从附图4、5和6中可以看出，合金晶粒达到最大，测得晶粒尺寸为125.12μm，再结晶程度减弱到最低，再结晶体积分数达到了5.12％，力学测试结果显示室温拉伸性能为：TS＝947.28MPa，YS＝921.01MPa，δ＝18.10％。与初始合金室温力学性能相比强度有了小幅度的提升，延伸率达到了大幅度的提升，提高到初始的176.1％。
综上可见，实施例1热轧温度1050℃、1道次热轧后的合金，晶粒尺寸达到了最小的97.28μm，在室温下的抗拉强度和屈服强度均高于初始合金室温下的抗拉强度和屈服强度，尤其是延伸率更是得到了明显的提高，达到了23.65％，远高于初始合金的10.28％。实施例2、3、4中，延伸率得到了较大的提升，说明本实施例热轧后的Ti-22Al-25Nb合金力学性能更优异。
以上所述，仅为本发明的具体实施方式的实例，本发明并不局限于此。熟悉该技术领域的技术人员在本发明批露的技术范围之内，可轻易找到变化和替换方式，这些都应涵盖在本发明的保护范围之内。为此，本发明的保护范围应以权利要求的保护范围为准。
Claims (8)
1.一种提高粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金力学性能的多道次等温热轧方法，其特征在于，其包括以下具体步骤：
步骤1、设定总压下量m和下压道次数n；
步骤2、加热炉升温到设定目标温度：
对加热炉进行调节，使加热炉内温度升高到设定目标温度；
步骤3、炉中保温及调节轧辊间距离：
当加热炉升高到目标温度后，将粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金轧件放入到所述加热炉中进行保温，确保所述轧件受热均匀；在保温的过程中，设置轧辊的下压量，调节两轧辊之间的距离至设定值；
步骤4、单道次等温热轧：
在将所述轧件取出前，先启动所诉轧机，使其稳定到设定速度；保温结束后，将所述轧件从所述加热炉中取出，迅速放入所述轧机中进行热轧；
步骤5、多道次等温热轧：
如果已经完成的下压量小于所述总压下量m，则重复步骤2-4，直到达到所述总压下量m；如果已经完成的下压量等于所述总压下量m，则执行步骤6；以及
步骤6、空冷：将热轧后的所述轧件放在空气中进行空冷。
2.根据权利要求1所述的提高粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金力学性能的多道次等温热轧方法，其特征在于，所述轧件是在950℃/80MPa/10min烧结条件下通过放电等离子烧结技术烧结得到的。
3.根据权利要求1所述的提高粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金力学性能的多道次等温热轧方法，其特征在于，所述轧件的合金粉末是通过气雾化法得到的。
4.根据权利要求1所述的提高粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金力学性能的多道次等温热轧方法，其特征在于，所述轧件的边角需要经过提前打磨，消除应力集中的影响。
5.根据权利要求1所述的提高粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金力学性能的多道次等温热轧方法，其特征在于，所述步骤4中的设定速度为0.4m/s。
6.根据权利要求1所述的提高粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金力学性能的多道次等温热轧方法，其特征在于，所述步骤3中将轧件放入到加热炉中进行保温的时间为10min。
7.根据权利要求1所述的提高粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金力学性能的多道次等温热轧方法，其特征在于，所述步骤2中，在进行α2+B2两相区轧制时的设定目标温度为1050℃，在进行B2单相区轧制时的设定目标温度为1100℃。
8.根据权利要求1所述的提高粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金力学性能的多道次等温热轧方法，其特征在于，所述步骤3中所述轧辊的下压量设置为m/n。
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