CN112275966A - 大规格Ti2AlNb合金环件及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及锻件制造工艺技术领域，尤其是涉及一种大规格Ti₂AlNb合金环件及其制造方法。大规格Ti₂AlNb合金环件的制造方法，包括如下步骤：将Ti₂AlNb合金环坯于Ti₂AlNb合金的β转变温度以上保温处理后，进行变形量＞45%的一次轧制成型，然后控温冷却。本发明将Ti₂AlNb合金环坯于Ti₂AlNb合金的β转变温度以上保温处理后，通过采用较大变形量的一次轧制成型的方式，保证轧后的合金微观组织中无影响合金塑性的B2平直晶界。同时，通过采用较大变形量的一次轧制成型方式，结合控温冷却的方式，限制了第二相α相在B2晶界上的析出，从而避免了合金沿晶脆性断裂而降低塑性。

Description

大规格Ti2AlNb合金环件及其制造方法

技术领域

本发明涉及锻件制造工艺技术领域，尤其是涉及一种大规格Ti₂AlNb合金环件及其制造方法。

背景技术

Ti₂AlNb合金是20世纪90年代初由美国率先研发的一种Ti-Al系金属间化合物轻质高温结构材料，具有高温比强度高、比模量高、热膨胀系数低、阻燃性能好等显著优点。与传统的高温钛合金相比，其使用温度可提高100~200℃，与传统的镍基高温合金相比，其比重仅为高温合金的60％，用其替代高温合金制备热端部件可减重约30%，是一种很有前景的先进航空发动机用轻质高温结构材料。

专利申请CN104139139A公开了一种Ti₂AlNb合金机匣环件的轧制成型及热处理方法，其中，采用硅酸铝纤维将Ti₂AlNb合金机匣环坯包套后，加热至980℃保温，以0.01s^-1的应变速率进行轧制，轧制的最低温度为900℃，轧制分3~5火完成，轧制过程中的总变形量为25%~45%。

随着Ti₂AlNb合金在航空发动机上应用范围的进一步扩大，一些大规格整体机匣（机匣坯料重量超过350kg）在采用上述方法时，存在轧制时变形抗力超过目前国内现有轧机的最高轧制力，大规格整体机匣无法轧制成型的问题。

有鉴于此，特提出本发明。

发明内容

本发明的第一目的在于提供大规格Ti₂AlNb合金环件的制造方法，以解决现有技术中存在的大规格Ti₂AlNb合金环件如大规格Ti₂AlNb合金整体机匣无法轧制成型的技术问题。

本发明的第二目的在于提供采用上述制造方法得到的大规格Ti₂AlNb合金环件。

为了实现本发明的上述目的，特采用以下技术方案：

大规格Ti₂AlNb合金环件的制造方法，包括如下步骤：

将Ti₂AlNb合金环坯于Ti₂AlNb合金的β转变温度以上保温处理后，进行变形量＞45%的一次轧制成型，然后控温冷却。

技术人员公知多数钛合金由于β晶粒的长大和晶界上连续晶界α相的析出问题突出，会造成合金沿脆性断裂而降低塑性。并且，技术人员普遍认为加热温度的升高会导致晶粒粗化和平直晶界的产生，以及高温下α相可以从B2相中析出等，影响合金塑性等。故而，现有技术中通常在较低的温度尤其是Ti₂AlNb合金的β转变温度以下对Ti₂AlNb合金材料加热处理后进行轧制。

本发明通过大量创造性劳动发现，Ti₂AlNb合金因自身相转变动力学的特点，Ti₂AlNb合金因合金中Nb含量高，Nb元素在Ti₂AlNb合金中扩散速度慢等原因，导致其β（B2）晶粒长大和晶界第二相的析出明显慢于大多数钛合金。本发明将Ti₂AlNb合金环坯于Ti₂AlNb合金的β转变温度以上保温处理后，通过采用较大变形量的一次轧制成型的方式，保证轧后的合金微观组织中无影响合金塑性的B2平直晶界。同时，通过采用较大变形量的一次轧制成型方式，结合控温冷却的方式，限制了第二相α相在B2晶界上的析出，从而避免了合金沿晶脆性断裂而降低塑性。

采用本发明的制造方法，轧制力与现有制备环件的方法相比降低了70%，可制造现有方法无法制造的大规格Ti₂AlNb合金环件。

在本发明的具体实施方式中，所述控温冷却的方式包括：所述一次轧制成型后的坯料以3~6℃/s的冷却速率冷却。进一步的，冷却至室温。

在本发明的具体实施方式中，所述轧制成型的应变速率为0.01~0.02s^-1。

在本发明的具体实施方式中，所述于Ti₂AlNb合金的β转变温度以上保温处理的时间为30~50min，优选为30~40min。

在本发明的具体实施方式中，所述Ti₂AlNb合金的β转变温度以上保温的温度为1080~1100℃。

在本发明的优选实施方式中，所述一次轧制成型的变形量≥50%。

在本发明的具体实施方式中，采用阶梯加热的方式加热到所述保温处理的温度。具体的，在所述于Ti₂AlNb合金的β转变温度以上保温处理之前，将所述Ti₂AlNb合金环坯于1030~1040℃保温处理50~60min。

在实际操作中，将Ti₂AlNb合金环坯于1030~1040℃保温处理50~60min后，升温至Ti₂AlNb合金的β转变温度以上保温处理。其中，所述升温的升温速率为4~6℃/min。

在本发明的具体实施方式中，所述控温冷却后，还包括固溶热处理和时效热处理。

在本发明的具体实施方式中，所述固溶热处理的方法包括：于960~970℃保温2~4h，然后以50~80℃/s的冷却速率冷却至室温。

在本发明的具体实施方式中，所述时效热处理的方法包括：于760~780℃保温16~32h，然后以20~40℃/s的冷却速率冷却至室温。

在实际操作中，所述固溶和时效热处理均采用到温装炉的方式。

本发明通过对Ti₂AlNb合金环坯在轧制前于一定温度条件下保温处理，并限定一次轧制成型的变形量以及后续控温冷却的方式，再经过上述固溶加时效处理，得到的Ti₂AlNb合金环件的微观组织中无明显B2平直晶界，B2晶界处无连续析出的第二相。

在本发明的具体实施方式中，所述固溶热处理和时效热处理后，具有B2相和双尺寸板条组织。进一步的，所述双尺寸板条组织包括O相粗板条和O相细板条。

在本发明的具体实施方式中，所述B2相的平均晶粒尺寸为300~500μm。

在本发明的具体实施方式中，所述环件中，O相粗板条的体积百分含量为15%~30%，O相细板条的体积百分含量为30%~40%。

在本发明的具体实施方式中，所述Ti₂AlNb合金环坯的制备方法包括如下步骤：

开坯的Ti₂AlNb合金棒材于1000~1050℃保温1.5~2h后，进行镦粗、拔长后，再镦粗冲孔。

在本发明的具体实施方式中，所述镦粗、拔长的应变速率为0.01s^-1。

在实际操作中，将棒材保温处理后，放置在压力机上进行上述操作。

在本发明的具体实施方式中，所述Ti₂AlNb合金环坯的重量在350kg以上。

本发明还提供了采用上述制造方法得到的大规格Ti₂AlNb合金环件。

与现有技术相比，本发明的有益效果为：

（1）本发明的制造方法，显著降低轧制力，能够加工大规格Ti₂AlNb合金环件，解决了现有技术中大规格整体机匣轧制时变形抗力超过轧机最高轧制力而无法轧制成型的问题；

（2）本发明的制造方法，通过特定的轧制前热处理条件、大的一次轧制成型变形量以及控温冷却的方式，保证合金环件的微观组织中无明显的B2平直晶界，B2晶界处无连续析出的第二相等影响合金室温塑性的因素；并且，本发明的开始轧制的温度提高，轧制温度区间扩大，轧制前环坯无需包套处理，简化工艺且避免了环境污染等；

（3）本发明的制造方法得到的大规格Ti₂AlNb合金环件，具有B2相和双尺寸板条组织，B2相的平均晶粒尺寸为300~500μm，O相粗板条的体积百分含量为15%~30%，O相细板条的体积百分含量为30%~40%，其力学性能与现有的Ti₂AlNb合金环件性能相当，且650℃/360MPa持久性能提高到250~300h。

附图说明

为了更清楚地说明本发明具体实施方式或现有技术中的技术方案，下面将对具体实施方式或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施方式，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。

图1为本发明实施例1制得的1#大规格Ti₂AlNb合金环件的金相结构图；

图2为本发明实施例1制得的2#大规格Ti₂AlNb合金环件的金相结构图；

图3为本发明实施例1制得的3#大规格Ti₂AlNb合金环件的金相结构图；

图4为本发明实施例1制得的4#大规格Ti₂AlNb合金环件的金相结构图；

图5为本发明实施例1制得的5#大规格Ti₂AlNb合金环件的金相结构图；

图6为本发明实施例1制得的6#大规格Ti₂AlNb合金环件的金相结构图；

图7为本发明实施例1制得的7#大规格Ti₂AlNb合金环件的金相结构图；

图8为比较例2制得的Ti₂AlNb合金环件的金相结构图；

图9为比较例3制得的Ti₂AlNb合金环件的金相结构图。

具体实施方式

下面将结合附图和具体实施方式对本发明的技术方案进行清楚、完整地描述，但是本领域技术人员将会理解，下列所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例，仅用于说明本发明，而不应视为限制本发明的范围。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。

大规格Ti₂AlNb合金环件的制造方法，包括如下步骤：

将Ti₂AlNb合金环坯于Ti₂AlNb合金的β转变温度以上保温处理后，进行变形量＞45%的一次轧制成型，然后控温冷却。

本发明通过大量创造性劳动发现，Ti₂AlNb合金因自身相转变动力学的特点，Ti₂AlNb合金因合金中Nb含量高，Nb元素在Ti₂AlNb合金中扩散速度慢等原因，导致其β（B2）晶粒长大和晶界第二相的析出明显慢于大多数钛合金。本发明将Ti₂AlNb合金环坯于Ti₂AlNb合金的β转变温度以上保温处理后，通过采用较大变形量的一次轧制成型的方式，保证轧后的合金微观组织中无影响合金塑性的B2平直晶界。同时，通过采用较大变形量的一次轧制成型方式，结合控温冷却的方式，限制了第二相α相在B2晶界上的析出，从而避免了合金沿晶脆性断裂而降低塑性。

采用本发明的制造方法，轧制力与现有制备环件的方法相比降低了70%，可制造现有方法无法制造的大规格Ti₂AlNb合金环件。并且，本发明采用一次轧制成型的方式省去二次加热工序，节约能源和工序，并减少氧化烧损，降低生产成本。

在本发明的具体实施方式中，所述控温冷却的方式包括：所述一次轧制成型后的坯料以3~6℃/s的冷却速率冷却。进一步的，冷却至室温。在实际操作中，采用风冷的方式进行所述控温冷却。

如在不同实施方式中，所述冷却速率可以为3℃/s、3.5℃/s、4℃/s、4.5℃/s、5℃/s、5.5℃/s、6℃/s等等。

本发明结合保温处理条件、一次轧制成型的变形量以及特定的轧后控温冷却方式，限制了第二相在B2晶界上的析出，保证材料的塑性性能。目前并无针对大规格Ti₂AlNb坯料控轧控冷的研究，尤其是对于大变形量和变形后冷却速率如何协同影响Ti₂AlNb组织的研究，现有技术中并没有报道。Ti₂AlNb作为一种金属间化合物合金，由于其价键结构中既有金属键也有共价键，所以其塑性较普通的钛合金差，如果冷却速度过快，会导致轧制出的环件开裂，如果冷却速度过慢，在冷却过程中第二相α2颗粒在B2晶界上析出，导致合金的室温塑性大幅下降。

在本发明的具体实施方式中，所述于Ti₂AlNb合金的β转变温度以上保温处理的时间为30~50min，优选为30~40min。

如在不同实施方式中，所述于Ti₂AlNb合金的β转变温度以上保温处理的时间可以为30min、32min、35min、38min、40min、42min、45min、48min、50min等等。

在本发明的具体实施方式中，所述Ti₂AlNb合金的β转变温度以上保温的温度为1080~1100℃。

如在不同实施方式中，可以将所述Ti₂AlNb合金环坯于下述任意温度进行所述保温处理，如可以为1080℃、1085℃、1090℃、1095℃、1100℃等等。

本发明采用了较短的Ti₂AlNb合金的β转变温度以上的保温处理时间，避免微观组织中B2晶粒尺寸的过度长大。

在本发明的优选实施方式中，所述一次轧制成型的变形量≥50%。

在本发明的具体实施方式中，所述轧制的最低温度为950℃。由于本发明的Ti₂AlNb合金环坯的开始轧制的温度提高，轧制温度区间扩大，轧制前环坯不需要采用硅酸铝纤维进行包套，避免了环境污染的产生。

在本发明的具体实施方式中，采用阶梯加热的方式加热到所述保温处理的温度。具体的，在所述于Ti₂AlNb合金的β转变温度以上保温处理之前，将所述Ti₂AlNb合金环坯于1030~1040℃保温处理50~60min。

在实际操作中，将Ti₂AlNb合金环坯于1030~1040℃保温处理50~60min后，升温至Ti₂AlNb合金的β转变温度以上保温处理。其中，所述升温的升温速率为4~6℃/min。

本发明在轧制前对所述Ti₂AlNb合金环坯进行阶梯式加热方法，减少了Ti₂AlNb合金环坯在B2单相区的加热时间，进一步避免了微观组织中B2晶粒尺寸的过度长大，结合其它条件保证合金的塑性。

在本发明的具体实施方式中，所述控温冷却后，还包括固溶热处理和时效热处理。

在本发明的具体实施方式中，所述固溶热处理的方法包括：于960~970℃保温2~4h，然后以50~80℃/s的冷却速率冷却至室温。

如在不同实施方式中，所述固溶热处理中的冷却速率可以为50℃/s、55℃/s、60℃/s、65℃/s、70℃/s、75℃/s、80℃/s等等。

在本发明的具体实施方式中，所述时效热处理的方法包括：于760~780℃保温16~32h，然后以20~40℃/s的冷却速率冷却至室温。

如在不同实施方式中，所述时效热处理中的冷却速率可以为20℃/s、25℃/s、30℃/s、35℃/s、40℃/s等等。

在实际操作中，所述固溶和时效热处理均采用到温装炉的方式。

在固溶热处理过程中，一次O相板条析出，固溶温度升高，一次O相板条体积百分含量减少，尺寸变小，固溶时间太短，大规格环件的芯部热不透，芯部的一次O相板条析出较少，固溶时间太长，部分一次O相板条会发生合并长大。时效热处理时，二次O相板条析出，时效温度降低，二次O相板条的尺寸变小，体积百分含量增加。研究表明在本发明所述的温度范围内，Ti₂AlNb合金时效16h以内二次O相板条的体积百分含量变化较大，16h以后，其体积百分含量基本趋于稳定。为保证Ti₂AlNb合金在高温使用时的长期组织稳定性，选定的时效保温时间为16~32小时。

本发明通过对Ti₂AlNb合金环坯在轧制前于一定温度条件下保温处理，并限定一次轧制成型的变形量以及后续控温冷却的方式，再经过上述固溶加时效处理，得到的Ti₂AlNb合金环件的微观组织中无明显B2平直晶界，B2晶界处无连续析出的第二相。

在本发明的具体实施方式中，所述固溶热处理和时效热处理后，具有B2相和双尺寸板条组织。进一步的，所述双尺寸板条组织包括O相粗板条和O相细板条。

在本发明的具体实施方式中，所述B2相的平均晶粒尺寸为300~500μm。

在本发明的具体实施方式中，所述环件中，O相粗板条的体积百分含量为15%~30%，O相细板条的体积百分含量为30%~40%。

其中，本发明所述的O相粗板条是指尺寸为：长度1~5μm，宽度0.2~0.5μm的O相组织；本发明所述的O相细板条是指尺寸为：长度0.1~0.5μm，宽度小于0.1μm的O相组织。

在本发明的具体实施方式中，所述Ti₂AlNb合金环坯的制备方法包括如下步骤：

开坯的Ti₂AlNb合金棒材于1000~1050℃保温1.5~2h后，进行镦粗、拔长后，再镦粗冲孔。

在本发明的具体实施方式中，所述镦粗、拔长的应变速率为0.01s^-1。

在实际操作中，将棒材保温处理后，放置在压力机上进行上述操作。

在本发明的具体实施方式中，所述Ti₂AlNb合金环坯的重量在350kg以上。

在本发明的具体实施方式中，所述Ti₂AlNb合金的成分为按原子百分比的Ti-20~22Al-24.5~26.5Nb，如Ti-22Al-25Nb。具体的，上述原子百分比的Ti-20~22Al-24.5~26.5Nb是指Al的原子百分比为20%~22%，Nb的原子百分比为24.5%~26.5%。

本发明还提供了采用上述制造方法得到的大规格Ti₂AlNb合金环件。在实际操作中，所述环件可以为异形环件。

在本发明的具体实施方式中，所述环件为机匣环件。

实施例1

大规格Ti₂AlNb合金环件的制造（以名义成分为Ti-22Al-25Nb的Ti₂AlNb合金为例）：

以表1中所列的制造条件制造大规格Ti₂AlNb合金环件。

表1 大规格Ti₂AlNb合金环件的制造条件

备注：表中的T₁、T₂、T₃、T₄分别指温度，t₁、t₂、t₃、t₄分别指时间，k₁、k₂、k₃、k₄分别指升温或降温速率。

大规格Ti₂AlNb合金环件的制造方法，具体包括如下步骤：

（1）环坯的制备

将开坯后的Ti₂AlNb合金棒材装入高温热处理炉中加热到1000~1050℃保温120min后放置在压力机上，以0.01s^-1的应变速率进行镦粗、拔长后再镦粗冲孔得到Ti₂AlNb合金机匣环坯；其中，Ti₂AlNb合金机匣环坯的重量为450kg。

（2）轧制

将步骤（1）得到的Ti₂AlNb合金机匣环坯加热至T₁保温t₁，然后再以k₁的升温速度升温至T₂保温t₂，以一定应变速率进行一定轧制变形量的一次轧制成型，轧制的最低温度为950℃；然后以k₂的降温速率控温冷却至室温。其中，采用德国瓦格纳公司型号为RAW500、400-3000/700的3米辗环机进行轧制，以0.01s^-1的应变速率进行50%变形量的一次轧制成型，实际轧制时最大轴向轧制力450~480吨，轧制力接近该轧机的最大轴向轧制力（500吨）。

（3）热处理

将步骤（2）轧制后的环件进行固溶加时效处理，得到大规格Ti₂AlNb合金环件；固溶热处理的制度为：到温装炉，T₃保温t₃，以k₃的降温速率冷却至室温；时效热处理制度为：到温装炉，T₄保温t₄，以k₄的降温速率冷却到室温。

比较例1

比较例1参考实施例1的制造方法，区别在于步骤（2）的轧制方法不同，具体步骤如下：

（2）轧制

将步骤（1）得到的Ti₂AlNb合金机匣环坯加热至980℃保温40min，然后以0.01s^-1应变速率进行轧制。采用德国瓦格纳公司型号为RAW500、400-3000/700的3米辗环机进行轧制，以0.01s^-1的应变速率进行轧制试验，机匣环坯内径无明显变化，轧制无法进行。

比较例2

比较例2参考实施例1的制造方法，区别在于步骤（2）的轧制方法不同，具体步骤如下：

将步骤（1）得到的Ti₂AlNb合金机匣环坯加热至1030℃保温60min，然后再以4℃/min的升温速度升温至1080保温40min，以0.01s^-1的应变速率进行轧制，轧制的最低温度为950℃，轧制分三次完成，总变形量为50%（三次轧制的变形量依次为10%、10%和30%）；然后以3℃/s的降温速率控温冷却至室温。

比较例3

比较例3参考实施例1的制造方法，区别在于步骤（2）的轧制方法不同，具体步骤如下：

将步骤（1）得到的Ti₂AlNb合金机匣环坯加热至1030℃保温60min，然后再以4℃/min的升温速度升温至1080保温40min，以0.01s^-1的应变速率进行变形量为50%的一次轧制成型，轧制的最低温度为950℃；然后随炉冷却至室温。

实验例1

采用金相显微镜分别观察实施例1和比较例1~3制得的环件的金相结构。

本发明实施例1的1#~7#制得的Ti₂AlNb合金环件的金相结构图分别见图1~图7。从图中可知，本发明的制造方法制得的Ti₂AlNb合金环件的微观组织中无明显B2平直晶界，B2晶界处无连续析出的第二相，B2平均晶粒尺寸在300~500μm，一次O相板条（O相粗板条）体积百分含量在15%~30%，二次O相板条（O相细板条）体积百分含量在30%~40%的双板条组织。

具体的如下：

图1为本发明实施例1制得的1#大规格Ti₂AlNb合金环件的金相结构图。从图中可知，1#大规格Ti₂AlNb合金环件的高倍组织中B2平均晶粒尺寸在353μm，一次O相板条体积百分含量为28%，二次O相板条体积百分含量32%，室温弦向抗拉强度1154MPa、屈服强度1070MPa、拉伸延伸率13%、断面收缩率17%，650℃弦向抗拉强度963MPa、屈服强度893MPa、拉伸延伸率18%、断面收缩率56%。650℃/360MPa条件下的持久时间268小时，拉伸延伸率8%。

图2为本发明实施例1制得的2#大规格Ti₂AlNb合金环件的金相结构图。从图中可知，2#大规格Ti₂AlNb合金环件轧制前温度提高到1100℃，其高倍组织中B2平均晶粒尺寸在449μm，一次O相板条体积百分含量为24%，二次O相板条体积百分含量36%，室温弦向抗拉强度1148MPa、屈服强度1056MPa、拉伸延伸率15%、断面收缩率18%，650℃弦向抗拉强度956MPa、屈服强度892MPa、拉伸延伸率19%、断面收缩率58%。650℃/360MPa条件下的持久时间275小时，拉伸延伸率7%。

图3为本发明实施例1制得的3#大规格Ti₂AlNb合金环件的金相结构图。从图中可知，3#大规格Ti₂AlNb合金环件轧制后的冷却温度提高到6℃/s，其高倍组织中B2平均晶粒尺寸在326μm，一次O相板条的长度和宽度较1#中变小，体积百分含量为22%，二次O相板条体积百分含量38%，室温弦向抗拉强度1145MPa、屈服强度1046MPa、拉伸延伸率14%、断面收缩率20%，650℃弦向抗拉强度949MPa、屈服强度881MPa、拉伸延伸率19%、断面收缩率56%。650℃/360MPa条件下的持久时间283小时，拉伸延伸率7%。

图4为本发明实施例1制得的4#大规格Ti₂AlNb合金环件的金相结构图。从图中可知，4#大规格Ti₂AlNb合金环件固溶热处理时冷却速率降低到50℃/s，时效时的冷却速率降低到20℃/s。其高倍组织与1#无明显区别， B2平均晶粒尺寸332μm，一次O相板条体积百分含量为25%，二次O相板条体积百分含量34%，室温弦向抗拉强度1158MPa、屈服强度1066MPa、拉伸延伸率13%、断面收缩率16%，650℃弦向抗拉强度960MPa、屈服强度889MPa、拉伸延伸率20%、断面收缩率59%。650℃/360MPa条件下的持久时间270小时，拉伸延伸率8%。

图5为本发明实施例1制得的5#大规格Ti₂AlNb合金环件的金相结构图。从图中可知，5#大规格Ti₂AlNb合金环件固溶热处理时冷却速率提高到80℃/s，时效时的冷却速率提高到40℃/s。其高倍组织与1#和4#无明显区别，组织中B2平均晶粒尺寸345μm，一次O相板条体积百分含量为26%，二次O相板条体积百分含量35%，室温弦向抗拉强度1152MPa、屈服强度1069MPa、拉伸延伸率14%、断面收缩率18%，650℃弦向抗拉强度956MPa、屈服强度887MPa、拉伸延伸率18%、断面收缩率55%。650℃/360MPa条件下的持久时间265小时，拉伸延伸率8%。

图6为本发明实施例1制得的6#大规格Ti₂AlNb合金环件的金相结构图。从图中可知，6#大规格Ti₂AlNb合金环件轧制后的冷却温度提高到10℃/s，冷却后的环形件边角处发生开裂，证明如果冷却速度过快，冷却时热应力会导致环件在应力集中部位开裂（如边角处）。其高倍组织与1#和4#无明显区别，组织中B2平均晶粒尺寸321μm，同样一次O相板条的长度和宽度较1#中变小，体积百分含量为20%，二次O相板条体积百分含量40%，室温弦向抗拉强度1180MPa、屈服强度1072MPa、拉伸延伸率10%、断面收缩率12%，650℃弦向抗拉强度1010MPa、屈服强度937MPa、拉伸延伸率15%、断面收缩率34%。650℃/360MPa条件下的持久时间237小时，拉伸延伸率5%。

图7为本发明实施例1制得的7#大规格Ti₂AlNb合金环件的金相结构图。从图中可知，7#大规格Ti₂AlNb合金环件轧制后的冷却温度降低到1℃/s，在其高倍组织出现了连续析出的第二相板条，一次O相板条的长度和宽度明显粗化，部分板条等轴化。导致其室温和高温强度及塑性都明显下降，其室温弦向抗拉强度1085MPa、屈服强度972MPa、拉伸延伸率7%、断面收缩率12%，650℃弦向抗拉强度887MPa、屈服强度782MPa、拉伸延伸率13%、断面收缩率28%。650℃/360MPa条件下的持久时间157小时，拉伸延伸率5%。

比较例1中，采用980℃，0.01s^-1的应变速率轧制坯料重量450kg的Ti₂AlNb合金，将辗环机的轴向应力增加到500吨最大应力值，合金坯料内径无变化，轧制无法完成。经计算机模拟计算采用上述条件轧制需要的最大应力理论值为1079吨，大幅度超过设备的最大吨位值。

图8为比较例2制得的Ti₂AlNb合金环件的金相结构图。比较例2中机匣轧制分三次完成，每次变形量分别为10%、10%、30%，总变形量为50%。结合图中可知，由于每次轧制完，坯料需要回到单相区加热保温，导致上次轧制过程中已经变形的晶粒又重新长大，晶界重新变得平直，在最后一次变形时变形量不够，在高倍组织中依然存在较为平直的晶界，α相板条在晶界处连续析出。导致环件的室温和高温强度及塑性都明显下降，其室温弦向抗拉强度1067MPa、屈服强度996MPa、拉伸延伸率7%、断面收缩率10%，650℃弦向抗拉强度784MPa、屈服强度692MPa、拉伸延伸率10%、断面收缩率15%。650℃/360MPa条件下的持久时间187小时，拉伸延伸率4%。

图9为比较例3制得的Ti₂AlNb合金环件的金相结构图。比较例3中合金环形件轧制后随炉冷却至室温，在其高倍组织中B2晶粒完成等轴化，B2晶界非常平直，在晶界处出现了连续析出的出现了连续析出的α相板条，导致其室温和高温强度及塑性都严重下降，其室温弦向抗拉强度987MPa、屈服强度936MPa、拉伸延伸率3%、断面收缩率4%，650℃弦向抗拉强度723MPa、屈服强度640MPa、拉伸延伸率8%、断面收缩率10%。650℃/360MPa条件下的持久时间157小时，拉伸延伸率2%。

实验例2

对实施例1和比较例1~3制得的环件的室温拉伸性能、650℃拉伸性能、650℃/360MPa持久性能进行测试，测试结果见表2~表4。其中，由于比较例1无法完成轧制，故而无相应测试结果。

表2 不同Ti₂AlNb合金环件的室温拉伸性能

环件编号	σb/MPa	σ0.2/MPa	δ/%	ψ/%
					1#	1154	1070	13	17
2#	1148	1056	15	18
					3#	1145	1046	14	20
4#	1158	1066	13	16
					5#	1152	1069	14	18
6#	1180	1072	10	12
					7#	1085	972	7	12
比较例2	1067	996	7	10
					比较例3	987	936	3	4

表3 不同Ti₂AlNb合金环件的650℃拉伸性能

环件编号	σb/MPa	σ0.2/MPa	δ/%	ψ/%
					1#	963	893	18	56
2#	956	892	19	58
					3#	949	881	19	56
4#	960	889	20	59
					5#	956	887	18	55
6#	1010	937	15	34
					7#	887	782	13	28
比较例2	784	692	10	15
					比较例3	723	640	8	10

表4 不同Ti₂AlNb合金环件的650℃/360MPa持久性能

环件编号	持久寿命τ/h	持久塑性δ/%
			1#	268	8
2#	275	7
			3#	283	7
4#	270	8
			5#	265	8
6#	237	5
			7#	157	6
比较例2	187	4
			比较例3	157	2

实验例1和2的结果表明：采用合金环坯于Ti₂AlNb合金的β转变温度以上保温处理后，通过采用较大变形量的一次轧制成型的方式，然后控温冷却，经固溶和时效处理后，得到具有下列特征的微观组织，B2相的平均晶粒尺寸为300~500μm，O相粗板条的体积百分含量为15%~30%，O相细板条的体积百分含量为30%~40%，合金环形件展现出较好的室温和高温强度及塑性，650/360MPa持久性能可达到250~300h。通过对比发现，如果环轧后冷却速度过快，会导致环件在边角处开裂，如果冷却速度降低，微观组织中的O相一次板条尺寸变大，并出现连续析出现象，冷却速度太低时，微观组织中出现了平直的B2晶界，在晶界上析出了连续的α相，导致强度和塑性大幅下降。采用该工艺轧制坯料450kg重的Ti₂AlNb环坯，最大轴向轧制力达到了480吨，接近使用辗环机的极限吨位，减低轧制温度，轧制无法进行。如果一次轧制变形量低于45%，微观组织中依然存在部分较为平直的B2晶界和分布在B2晶界上的α相，同样会导致强度和塑性以及持久强度的下降。

最后应说明的是：以上各实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述各实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分或者全部技术特征进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的范围。

Claims (10)

1.大规格Ti₂AlNb合金环件的制造方法，其特征在于，包括如下步骤：

将Ti₂AlNb合金环坯于Ti₂AlNb合金的β转变温度以上保温处理后，进行变形量＞45%的一次轧制成型，然后控温冷却。

2.根据权利要求1所述的大规格Ti₂AlNb合金环件的制造方法，其特征在于，所述控温冷却的方式包括：所述一次轧制成型后的坯料以3~6℃/s的冷却速率冷却；

所述冷却至室温。

3.根据权利要求1所述的大规格Ti₂AlNb合金环件的制造方法，其特征在于，所述于Ti₂AlNb合金的β转变温度以上保温处理的时间为30~50min。

4.根据权利要求1所述的大规格Ti₂AlNb合金环件的制造方法，其特征在于，所述Ti₂AlNb合金的β转变温度以上保温的温度为1080~1100℃。

5.根据权利要求1所述的大规格Ti₂AlNb合金环件的制造方法，其特征在于，所述一次轧制成型的变形量≥50%。

6.根据权利要求1所述的大规格Ti₂AlNb合金环件的制造方法，其特征在于，将所述Ti₂AlNb合金环坯于1030~1040℃保温处理50~60min后，升温至Ti₂AlNb合金的β转变温度以上保温处理；

所述升温的升温速率为4~6℃/min。

7.根据权利要求1所述的大规格Ti₂AlNb合金环件的制造方法，其特征在于，所述控温冷却后，还包括固溶热处理和时效热处理。

8.根据权利要求7所述的大规格Ti₂AlNb合金环件的制造方法，其特征在于，所述固溶热处理的方法包括：于960~970℃保温2~4h，然后以50~80℃/s的冷却速率冷却至室温；

所述时效热处理的方法包括：于760~780℃保温16~32h，然后以20~40℃/s的冷却速率冷却至室温。

9.根据权利要求7所述的大规格Ti₂AlNb合金环件的制造方法，其特征在于，所述固溶热处理和时效热处理后，具有B2相和双尺寸板条组织；

所述双尺寸板条组织包括O相粗板条和O相细板条；

所述B2相的平均晶粒尺寸为300~500μm；

所述环件中，O相粗板条的体积百分含量为15%~30%，O相细板条的体积百分含量为30%~40%。

10.采用权利要求1-9任一项所述的大规格Ti₂AlNb合金环件的制造方法制造得到的大规格Ti₂AlNb合金环件。

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