CN112275984B

CN112275984B - 大规格Ti2AlNb棒材及其锻造方法和应用

Info

Publication number: CN112275984B
Application number: CN202011560242.8A
Authority: CN
Inventors: 马雄; 史晓强; 梁晓波; 张建伟; 张熹雯; 王红卫; 程云君; 骆晨; 王新英; 周俊吉
Original assignee: Central Iron and Steel Research Institute; Gaona Aero Material Co Ltd
Current assignee: Central Iron and Steel Research Institute; Gaona Aero Material Co Ltd
Priority date: 2020-12-25
Filing date: 2020-12-25
Publication date: 2021-03-16
Anticipated expiration: 2040-12-25
Also published as: CN112275984A

Abstract

本发明涉及锻造工艺技术领域，尤其是涉及一种大规格Ti2AlNb棒材及其锻造方法和应用。锻造方法包括如下步骤：沿第一方向对所述Ti₂AlNb棒材进行变形量为30%~40%的镦粗，沿第二方向进行变形量为45%~55%的镦粗，沿第一方向进行变形量为30%~40%的镦粗；沿第三方向进行变形量为30%~40%的镦粗，沿第一方向进行变形量为45%~55%的镦粗，沿第三方向进行变形量为30%~40%的镦粗；第二方向进行变形量为30%~40%的镦粗，沿第三方向进行变形量为45%~55%的镦粗，沿第二方向进行变形量为30%~40%的镦粗。通过交替大变形量使棒材芯部变形充分，提高大规格棒材的锻透性和组织均匀性。

Description

大规格Ti2AlNb棒材及其锻造方法和应用

技术领域

本发明涉及锻造工艺技术领域，尤其是涉及一种大规格Ti2AlNb棒材及其锻造方法和应用。

背景技术

Ti2AlNb基合金属于新一代金属间化合物，具有较高的室温塑性、高温强度和抗氧化性能，是650~750℃区间最具潜力的航空航天发动机材料之一。随着航空航天工业的高速发展，已逐步将Ti₂AlNb基合金应用于大规格整体机匣部件，直径超过900mm，高度超过500mm，因而，迫切需要提高Ti₂AlNb基合金棒材尺寸至约400mm。

Ti₂AlNb基合金棒材的锻造工艺目前主要借鉴钛合金锻造，采用的是逐次降温多次单向镦拔锻造的方式，如分别在1170℃、1070℃、1020℃、1000℃进行多次单向镦拔，最后在1000℃滚圆成型。

对于直径≤300mm的棒材，超声波探伤显示结果可达到Φ2.0-6dB。对于Ti₂AlNb合金，当棒材规格放大到Φ400mm后，存在芯部组织粗大问题，超声探伤显示棒材长度方向也存在不均匀现象，两端超声探伤杂波水平为Φ3.2-6dB，中段局部区域仅能达到Φ3.2-2dB；强度和塑性均有明显下降，且不同部位的性能差距较大，芯部室温塑性明显低于标准要求。

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棒材的锻造方法，以解决现有技术中存在的大规格Ti₂AlNb棒材锻造均匀性差等技术问题。

本发明的第二目的在于提供采用所述大规格Ti₂AlNb棒材的锻造方法得到的Ti₂AlNb棒材。

本发明的第三目的在于提供所述Ti₂AlNb棒材在制备整体机匣部件中的应用。

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棒材的锻造方法，包括如下步骤：

（a）沿第一方向对所述Ti₂AlNb棒材进行变形量为30%~40%的镦粗，再沿第二方向进行变形量为45%~55%的镦粗，再沿第一方向进行变形量为30%~40%的镦粗；

（b）沿第三方向对步骤（a）处理后的棒材进行变形量为30%~40%的镦粗，再沿第一方向进行变形量为45%~55%的镦粗，再沿第三方向进行变形量为30%~40%的镦粗；

（c）沿第二方向对步骤（b）处理后的棒材进行变形量为30%~40%的镦粗，再沿第三方向进行变形量为45%~55%的镦粗，再沿第二方向进行变形量为30%~40%的镦粗；

其中，所述第一方向、第二方向和第三方向的相互之间的夹角为90°±5°。

本发明的锻造方法，采用三维换向的方式，并且在每个阶段增加了某一方向的变形量，同时又保证了三个方向锻造总量不会过大，避免了物料开裂。

本发明的锻造方式，通过交替大变形量变形，使棒材芯部变形充分，有效提高大尺寸棒材的锻透性和组织均匀性。

在本发明的具体实施方式中，所述Ti₂AlNb棒材的横截面形状为圆形、椭圆形、多边形或不规则形状中的任一种。

在本发明的具体实施方式中，所述Ti₂AlNb棒材的横截面上的两点间的最长距离＞300mm，优选≥400mm。

在本发明的具体实施方式中，所述第一方向为所述Ti₂AlNb棒材的长度方向。

在本发明的具体实施方式中，所述第一方向、第二方向和第三方向相互垂直。

在本发明的具体实施方式中，所述镦粗包括：于镦粗温度下沿相应方向进行镦粗操作。在实际操作中，将待处理棒材于镦粗温度下保温处理1~2h后，进行步骤（a）~（c）的镦粗操作。当棒材温度低于900℃时（终锻温度不低于900℃），将棒材回炉补温至镦粗温度再继续进行后续的镦粗操作。

在本发明的具体实施方式中，所述镦粗温度为1000~1170℃。如在不同实施方式中，所述镦粗温度可以分别为1160~1170℃、1060~1070℃、1010~1020℃、990~1000℃。

在本发明的具体实施方式中，所述方法还包括：重复步骤（a）~（c）至少一次，优选重复至少两次，更优选重复至少三次。

在本发明的具体实施方式中，第一次进行步骤（a）~（c）的操作时，镦粗温度为1160~1170℃；第二次进行步骤（a）~（c）的操作时，镦粗温度为1060~1070℃；第三次进行步骤（a）~（c）的操作时，镦粗温度为1010~1020℃；第四次进行步骤（a）~（c）的操作时，镦粗温度为990~1000℃。

在本发明的具体实施方式中，每次进行所述步骤（a）~（c）的操作后，自然冷却。进一步的，终锻温度不低于900℃。

本发明还提供了采用上述任意一种所述锻造方法后得到的大规格Ti₂AlNb棒材。

经本发明的锻造方法处理后的Ti₂AlNb棒材，超声波探伤结果显示，端头与中段皆可达到Φ3.2-6dB，组织均匀性得到显著提高。

在本发明的具体实施方式中，所述大规格Ti₂AlNb棒材的室温拉伸强度大于1050MPa，室温拉伸伸长率大于6%；650℃高温拉伸强度大于850MPa，650℃拉伸伸长率大于15%；650℃/360Mpa持久大于100h。

本发明还提供了所述Ti₂AlNb棒材在制备整体机匣部件中的应用。

与现有技术相比，本发明的有益效果为：

（1）本发明的锻造方法，采用三维换向的方式，并且在每个阶段增加了某一方向的变形量，既保证了三个方向变形均匀性，使晶粒与组织得到更好的细化，同时又保证了三个方向锻造总量不会过大，避免了物料开裂；

（2）本发明的锻造方式，通过交替大变形量变形，使棒材芯部变形充分，有效提高大尺寸棒材的锻透性和组织均匀性，进而改善材料的强度和塑性等；

（3）本发明的锻造方法处理后的Ti₂AlNb棒材，超声波探伤结果显示，端头与中段皆可达到Φ3.2-6dB，组织均匀性得到显著提高，能够满足大规格整体机匣部件对材料的性能要求。

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为本发明实施例提供的锻造方法的示意图；

图2为采用有限元软件模拟计算传统的锻造过程的应变分布效果图；其中A对应指代棒材的某个面；

图3为采用有限元软件模拟计算本发明实施例提供的锻造过程的应变分布效果图；

图4为采用比较例1的传统的锻造方法得到的棒材的高倍组织图；其中，（a）、（b）和（c）分别对应棒材中部的边部、1/2R部和芯部的高倍组织图，放大倍数均为500倍；

图5为采用本发明实施例1的锻造方法得到的棒材的高倍组织图；其中，（a）、（b）和（c）分别对应棒材中部的边部、1/2R部和芯部的高倍组织图，放大倍数均为500倍。

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。

在本发明的描述中，需要说明的是，术语“中心”、“上”、“下”、“左”、“右”、“竖直”、“水平”、“内”、“外”等指示的方位或位置关系为基于附图所示的方位或位置关系，仅是为了便于描述本发明和简化描述，而不是指示或暗示所指的装置或元件必须具有特定的方位、以特定的方位构造和操作，因此不能理解为对本发明的限制。此外，术语“第一”、“第二”、“第三”仅用于描述目的，而不能理解为指示或暗示相对重要性。

大规格Ti₂AlNb棒材的锻造方法，包括如下步骤：

本发明的锻造方法，采用三维换向的方式，并且在每个阶段增加了某一方向的变形量，同时又保证了三个方向锻造总量不会过大，避免了物料开裂。并且，通过三个阶段轮流变换大变形方向，提高了总变形量，也保证了三个方向总变形量的适宜性。

如在不同实施方式中，所述第一方向、第二方向和第三方向的相互之间的夹角可各自独立的选自85°、86°、87°、88°、89°、90°、91°、92°、93°、94°、95°等等。其中，所述第一方向、第二方向和第三方向的相互之间的夹角包括第一方向和第二方向之间的夹角、第二方向和第三方向之间的夹角以及第一方向和第三方向之间的夹角。

如在实际操作中，优选三个方向相互垂直，但不局限于此，允许三个方向之间的夹角存在±5°的误差。

如在不同实施方式中，当Ti₂AlNb棒材的横截面为圆形时，所述第一方向为所述Ti₂AlNb棒材的长度方向，也即是轴向方向；所述第二方向为所述Ti₂AlNb棒材的某一径向方向，所述第三方向为垂直于所述第二方向的另一径向方向。当Ti₂AlNb棒材的横截面为椭圆形时，所述第一方向为所述Ti₂AlNb棒材的长度方向；所述第二方向可以为所述Ti₂AlNb棒材的横截面的长轴方向，所述第三方向为垂直于所述第二方向的横截面的短轴方向。当Ti₂AlNb棒材的横截面为多边形时，如三角形、正方向、长方形、五边形、六边形等等，三个方向同理，以横截面为正方形的Ti₂AlNb棒材为例说明，所述第一方向为所述Ti₂AlNb棒材的长度方向；所述第二方向和第三方向分别平行于所述Ti₂AlNb棒材的横截面正方形的两个相交的边。

在本发明的具体实施方式中，所述镦粗包括：于镦粗温度下沿相应方向进行镦粗操作后。在实际操作中，将待处理棒材于镦粗温度下保温处理1~2h后，进行步骤（a）~（c）的镦粗操作。当棒材温度低于900℃时（终锻温度不低于900℃），将棒材回炉补温至镦粗温度再继续进行后续的镦粗操作，完成步骤（a）~（c）的操作后，自然冷却。即，在步骤（c）中，还包括：完成镦粗后，自然冷却。

在本发明的具体实施方式中，所述锻造方法包括：在1160~1170℃的镦粗温度下进行1~3次步骤（a）~（c），在1060~1070℃的镦粗温度下进行1~3次步骤（a）~（c），在1010~1020℃的镦粗温度下进行1~3次步骤（a）~（c），在990~1000℃的镦粗温度下进行1~3次步骤（a）~（c）。其中，步骤（a）~（c）是指步骤（a）、步骤（b）和步骤（c）。

经本发明的锻造方法处理后的Ti₂AlNb棒材，超声波探伤结果显示，端头与中段皆可达到Φ3.2-6dB，组织均匀性得到显著提高。经上述锻造方法后得到的棒材的尺寸满足棒材的横截面上的两点间的最长距离＞300mm，进一步≥400mm。

在本发明的具体实施方式中，所述锻造后的大规格Ti₂AlNb棒材的室温拉伸强度大于1050MPa，室温伸长率大于6%；650℃高温拉伸强度大于850MPa，650℃拉伸伸长率大于15%，650℃/360Mpa持久大于100h。

本发明具体实施方式中采用的Ti₂AlNb棒材的合金成分以Ti-22Al-25Nb为例进行说明，但不局限于此，其余属于Ti₂AlNb基合金的均可。

实施例1

本实施例提供了大规格Ti₂AlNb棒材的锻造方法，锻造方法的示意图如图1所示，包括如下步骤：

（1）将待锻造处理的Ti₂AlNb棒材（横截面为正方形，边长为400mm）加热至1170℃保温2h，置于锻造设备上，设所述Ti₂AlNb棒材的长度方向为Z轴方向，横截面的一个边长的方向为X轴方向，横截面的另一个垂直于X轴方向的边长的方向为Y轴方向；先沿所述Z轴方向镦粗，变形量为35%，然后沿所述Y轴方向镦粗，变形量为50%，再沿Z轴方向镦粗，变形量为35%；

（2）对步骤（1）处理后的棒材回炉补温30min，沿所述X轴方向镦粗，变形量为35%，然后沿所述Z轴方向镦粗，变形量为50%，再沿X轴方向镦粗，变形量为35%；

（3）对步骤（2）处理后的棒材回炉补温30min，沿所述Y轴方向镦粗，变形量为35%，然后沿所述X轴方向镦粗，变形量为50%，再沿Y轴方向镦粗，变形量为35%；

（4）自然冷却后，将处理后的棒材加热至1070℃保温2h后，置于锻造设备上，先沿所述Z轴方向镦粗，变形量为35%，然后沿所述Y轴方向镦粗，变形量为50%，再沿Z轴方向镦粗，变形量为35%；然后将处理后的棒材回炉补温30min，沿所述X轴方向镦粗，变形量为35%，然后沿所述Z轴方向镦粗，变形量为50%，再沿X轴方向镦粗，变形量为35%；然后将处理后的棒材回炉补温30min，沿所述Y轴方向镦粗，变形量为35%，然后沿所述X轴方向镦粗，变形量为50%，再沿Y轴方向镦粗，变形量为35%；

（5）重复步骤（4），区别仅在于自然冷却后，将处理后的棒材加热至1020℃保温2h后，置于锻造设备上，进行后续操作；

（6）重复步骤（5），区别仅在于自然冷却后，将处理后的棒材加热至1000℃保温2h后，置于锻造设备上，进行后续操作；

（7）自然冷却。

实施例2

本实施例参考实施例1的锻造方法，区别在于：待锻造处理的Ti₂AlNb棒材的横截面不同，本实施例的待锻造处理的Ti2AlNb棒材的横截面为圆形，直径为400mm；设所述Ti₂AlNb棒材的长度方向为Z轴方向，横截面的任一个直径的方向为X轴方向，横截面的垂直于X轴方向的另一直径的方向为Y轴方向。

其余步骤同实施例1。

实施例3

（1）将待锻造处理的Ti₂AlNb棒材（横截面为正方形，边长为400mm）加热至1170℃保温2h，置于锻造设备上，设所述Ti₂AlNb棒材的长度方向为Z轴方向，横截面的一个边长的方向为X轴方向，横截面的另一个垂直于X轴方向的边长的方向为Y轴方向；先沿所述Z轴方向镦粗，变形量为40%，然后沿所述Y轴方向镦粗，变形量为55%，再沿Z轴方向镦粗，变形量为40%；

（2）对步骤（1）处理后的棒材回炉补温30min，沿所述X轴方向镦粗，变形量为40%，然后沿所述Z轴方向镦粗，变形量为55%，再沿X轴方向镦粗，变形量为40%；

（3）对步骤（2）处理后的棒材回炉补温30min，沿所述Y轴方向镦粗，变形量为40%，然后沿所述X轴方向镦粗，变形量为55%，再沿Y轴方向镦粗，变形量为40%；

（4）自然冷却后，将处理后的棒材加热至1070℃保温2h后，置于锻造设备上，先沿所述Z轴方向镦粗，变形量为40%，然后沿所述Y轴方向镦粗，变形量为55%，再沿Z轴方向镦粗，变形量为40%；然后将处理后的棒材回炉补温30min，沿所述X轴方向镦粗，变形量为40%，然后沿所述Z轴方向镦粗，变形量为55%，再沿X轴方向镦粗，变形量为40%；然后将处理后的棒材回炉补温30min，沿所述Y轴方向镦粗，变形量为40%，然后沿所述X轴方向镦粗，变形量为55%，再沿Y轴方向镦粗，变形量为40%；

（7）自然冷却。

实施例4

（1）将待锻造处理的Ti₂AlNb棒材（横截面为正方形，边长为400mm）加热至1170℃保温2h，置于锻造设备上，设所述Ti₂AlNb棒材的长度方向为Z轴方向，横截面的一个边长的方向为X轴方向，横截面的另一个垂直于X轴方向的边长的方向为Y轴方向；先沿所述Z轴方向镦粗，变形量为30%，然后沿所述Y轴方向镦粗，变形量为45%，再沿Z轴方向镦粗，变形量为30%；

（2）对步骤（1）处理后的棒材回炉补温30min，沿所述X轴方向镦粗，变形量为30%，然后沿所述Z轴方向镦粗，变形量为45%，再沿X轴方向镦粗，变形量为30%；

（3）对步骤（2）处理后的棒材回炉补温30min，沿所述Y轴方向镦粗，变形量为30%，然后沿所述X轴方向镦粗，变形量为45%，再沿Y轴方向镦粗，变形量为30%；

（4）自然冷却后，将处理后的棒材加热至1070℃保温2h后，置于锻造设备上，先沿所述Z轴方向镦粗，变形量为30%，然后沿所述Y轴方向镦粗，变形量为45%，再沿Z轴方向镦粗，变形量为30%；然后将处理后的棒材回炉补温30min，沿所述X轴方向镦粗，变形量为30%，然后沿所述Z轴方向镦粗，变形量为45%，再沿X轴方向镦粗，变形量为30%；然后将处理后的棒材回炉补温30min，沿所述Y轴方向镦粗，变形量为30%，然后沿所述X轴方向镦粗，变形量为45%，再沿Y轴方向镦粗，变形量为30%；

（7）自然冷却。

比较例1

比较例1提供了传统的Ti₂AlNb棒材的锻造方法，包括如下步骤：

将待锻造处理的Ti₂AlNb棒材（横截面为正方形，边长为400mm）加热至1170℃保温2h，置于锻造设备上，沿Ti₂AlNb棒材的长度方向进行3~5次单向镦拔，镦拔变形量均为40%~60%，镦拔完成后自然冷却；然后将处理后的棒材加热至1070℃保温2h，置于锻造设备上，沿Ti₂AlNb棒材的长度方向进行3~5次单向镦拔，镦拔变形量均为40%~60%，镦拔完成后自然冷却；然后将处理后的棒材加热至1020℃保温2h，置于锻造设备上，沿Ti₂AlNb棒材的长度方向进行3~5次单向镦拔，镦拔变形量均为40%~60%，镦拔完成后自然冷却；然后将处理后的棒材加热至1000℃保温2h，置于锻造设备上，沿Ti₂AlNb棒材的长度方向进行3~5次单向镦拔，镦拔变形量均为40%~60%，镦拔完成后自然冷却。

具体的，在每个温度进行4次单向镦拔，镦拔变形量均为50%。

实验例1

采用有限元软件deform模拟计算传统的锻造过程如比较例1和本发明实施例1提供的锻造过程的应变分布效果图，分别如图2和图3所示。

从图2和图3中可知，本发明的锻造方法，通过交替大变形三维换向锻造，坯料的芯部应变分布均匀性大幅高，可有效改善坯料的锻透性。

图4和图5分别为采用比较例1和本发明实施例1的锻造方法得到的棒材的高倍组织图。

从图中可知，采用传统的单向镦拔锻造的效果差，芯部第二相等轴化程度较差。采用本发明的交替大变形三维换向方法锻造后，芯部α₂和O相颗粒等轴化程度较好，芯部、1/2R部、边部皆为典型双态组织，颗粒尺寸都在5μm以下，芯部3~5μm颗粒略多，边部1~3μm颗粒较多。α₂/O颗粒的分布较为均匀，且组织中未见连续的晶界α₂/O相的存在，组织均匀性较好。

实验例2

对实施例1~4和比较例1锻造处理后的棒材进行超声波探伤检测，测试结果显示，实施例1~4处理后的棒材超声波探伤水平满足Ф3.2mm-6dB，而比较例1处理后的棒材超声波探伤水平为Ф3.2mm-2dB。

进一步对实施例1和比较例1锻造处理后的棒材的力学性能进行检测，测试结果见表1~表2。

表1 比较例1锻造处理后的棒材的性能测试结果

表2 实施例1锻造处理后的棒材的性能测试结果

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

1.大规格Ti₂AlNb棒材的锻造方法，其特征在于，包括如下步骤：

2.根据权利要求1所述的大规格Ti₂AlNb棒材的锻造方法，其特征在于，所述Ti₂AlNb棒材的横截面形状为圆形、椭圆形、多边形或不规则形状中的任一种。

3.根据权利要求1所述的大规格Ti₂AlNb棒材的锻造方法，其特征在于，所述Ti₂AlNb棒材的横截面上的两点间的最长距离＞300mm。

4.根据权利要求3所述的大规格Ti₂AlNb棒材的锻造方法，其特征在于，所述Ti₂AlNb棒材的横截面上的两点间的最长距离≥400mm。

5.根据权利要求1所述的大规格Ti₂AlNb棒材的锻造方法，其特征在于，所述第一方向为所述Ti₂AlNb棒材的长度方向。

6.根据权利要求1所述的大规格Ti₂AlNb棒材的锻造方法，其特征在于，所述第一方向、第二方向和第三方向相互垂直。

7.根据权利要求1所述的大规格Ti₂AlNb棒材的锻造方法，其特征在于，所述镦粗包括：于镦粗温度下沿相应方向进行镦粗操作。

8.根据权利要求7所述的大规格Ti₂AlNb棒材的锻造方法，其特征在于，所述镦粗温度为1000~1170℃。

9.根据权利要求7所述的大规格Ti₂AlNb棒材的锻造方法，其特征在于，还包括：重复步骤（a）~（c）至少三次；第一次进行步骤（a）~（c）的操作时，镦粗温度为1160~1170℃；第二次进行步骤（a）~（c）的操作时，镦粗温度为1060~1070℃；第三次进行步骤（a）~（c）的操作时，镦粗温度为1010~1020℃；第四次进行步骤（a）~（c）的操作时，镦粗温度为990~1000℃。

10.采用权利要求1-9任一项所述的大规格Ti₂AlNb棒材的锻造方法处理得到的大规格Ti₂AlNb棒材。

11.根据权利要求10所述的大规格Ti₂AlNb棒材，其特征在于，所述大规格Ti₂AlNb棒材的室温拉伸强度大于1050MPa，室温拉伸伸长率大于6%，650℃高温拉伸强度大于850MPa，650℃拉伸伸长率大于15%，650℃/360Mpa持久大于100h。

12.权利要求10或11所述的大规格Ti₂AlNb棒材在制备整体机匣部件中的应用。