CN112338119A - 一种近α型高温钛合金大规格棒材锻造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种近α型高温钛合金大规格棒材锻造方法，其工艺路线为：铸锭开坯镦拔→首次α+β相区镦拔→动态β再结晶处理→第2次α+β相区镦拔→α+β相区拔长→α+β相区成品摔圆成型。本发明通过在“高‑低‑高‑低”锻造工艺中结合动态β再结晶处理，合理设计工艺步骤，科学匹配变形温度、变形量、变形速率、高径比等工艺参数，进行坯料的锻造变形，以获得心部和边部均为细小均匀的等轴组织，超声波探伤均匀性良好的Φ250~Φ500mm的近α高温钛合金大规格棒材，且锻造流程短、成品率良好，适宜于工业化稳定生产。
Description
技术领域
本发明涉及锻造技术领域，具体涉及一种近α型高温钛合金Φ250～500mm大规格棒材的自由锻造方法。
背景技术
近α型高温钛合金材料，长期使用温度可达500℃-600℃，具有良好的热强性和热稳定性。高温钛合金代替钢或镍基高温合金，用于制造航空发动机压气机轮盘、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，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。
由于近α型高温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；且该合金中均含有含量较低的弱β稳定化元素Nb、Ta，在（α＋β）两相区的温度区间很小，且随着温度的下降，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，大规格棒材锻透性差，难以获得均匀细小等轴组织，超声探伤均匀性差，且在锻造过程中容易开裂，坯料打磨量大，成品率很低。
基于上述问题，因而亟待提出一种新的具有均匀性良好组织的制备方法，以解决近α高温钛合金锻造窗口窄、锻造过程控制难、组织均匀性差等问题，且成品率高，从而满足日益发展的航空航天工业需求。
发明内容
针对上述近α高温钛合金锻造窗口窄、锻造过程控制难、成品率低等问题，本发明的目的是提供一种获得均匀细小等轴组织，且超声波探伤均匀性良好、锻造流程短的近α高温钛合金Φ250~Φ500mm大规格棒材的锻造方法，以提高近α高温钛合金大规格棒材组织均匀性和质量稳定性。
为实现上述目的，本发明采用的技术方案是：一种近α型高温钛合金大规格棒材锻造方法，其特征在于，其工艺路线为：铸锭开坯镦拔→首次α+β相区镦拔→动态β再结晶处理→第2次α+β相区镦拔→α+β相区拔长→α+β相区成品摔圆成型。
进一步，上述近α型高温钛合金大规格棒材锻造方法，具体是通过以下步骤来实现的：
（1）铸锭开坯镦拔
将加热炉预热到800℃，装入铸锭或坯料保温1~2h，再缓慢升温至1080~1150℃温度，加热系数为0.2~0.7，锻造1~2火，每火次锻比为3.0~7.0，锻后空冷；
（2）首次α+β相区镦拔
将加热炉预热到800℃，装入经过步骤（1）处理的铸锭或坯料保温1~2h，再缓慢升温至相变点以下20-30℃，加热系数为0.5~0.8，锻造1~2火，每火次锻比控制在2.0~3.0之间，锻后热料回炉进行动态β再结晶处理；
（3）动态β再结晶处理
于相变点以上50~100℃进行加热，加热系数为0.3~0.5，随后进行锻造，锻比控制在1.2~1.7，锻后空冷；
（4）第2次α+β相区镦拔
相变点以下20~40℃加热，加热系数为0.5~0.8，锻造1~3火，每火次锻比控制在1.3~2.0之间，锻后空冷；
（5）α+β相区拔长
相变点以下30~50℃加热，加热系数为0.5~0.8，锻造3～5火，每火次锻比控制在1.2～2.0之间，锻后空冷；
（6）α+β相区成品摔圆成型
相变点以下30~50℃加热，加热系数为0.5~0.8，锻比控制在1.1左右，压下量控制在≤30mm，摔圆成型，锻后空冷。
进一步，上述步骤（1）的铸锭开坯镦拔中，镦粗高径比控制在1.5~2.0，镦粗压下速率控制在10mm/s~20mm/s，压下量控制在50~100mm。
进一步，上述步骤（2）的首次α+β相区镦拔中，镦粗高径比控制在1.3~1.8，镦粗压下速率控制在3mm/s~6mm/s，压下量控制在30~80mm。
进一步，上述步骤（3）的动态β再结晶处理中，锻造的镦粗高径比控制在1.3~1.8，镦粗压下速率控制在10mm/s~20mm/s，压下量控制在50~100mm。
进一步，上述步骤（4）的第2次α+β相区镦拔中，镦粗高径比控制在1.3~1.8，镦粗压下速率控制在3mm/s~6mm/s，压下量控制在30~80mm。
进一步，上述步骤（5）的α+β相区拔长中，压下量控制在20~50mm。
与现有技术相比，本发明具备的有益效果是：
1、与常规的近α高温钛合金锻造方法比较，该方法第一次α+β两相区变形给予了较大变形量，以充分破碎β晶粒，然后进行了动态β再结晶处理，在相变点Tβ+（50~100）℃温度进行加热保温，严格控制保温时间，采用很小变形量锻造，以获得均匀细小的β晶粒。
2、相变点以上锻造时采用大镦粗变形速率，可以有效细化β晶粒；相变点α+β以下进行镦拔锻造时，采用小镦粗变形速率，以及1.3~1.8的高径比，克服合金的变形抗力，充分改善了大规格锻坯的心部变形，改善坯料整体变形均匀性，提高了棒材的超声探伤均匀性，改善了坯料开裂的情况，并大大降低了控制难度，从而提高了生产过程产品质量稳定性。
3、在第二次相变点α+β以下进行镦拔锻造时，在Tβ-（20~50）℃温度范围采用逐步降低的温度，以及进行较小变形量的锻造方式，避免了近α高温钛合金大规格锻坯锻造窗口窄、变形不均匀等问题。
附图说明
图1为现有技术中锻造方法获得的Ti55合金Φ400mm规格棒材的成品高倍组织图（其中靠左边的图为边部图、中间的为D/4位置图、右边的为心部图），以及超声波探伤结果；
图2为本发明中获得的Ti55合金Φ400mm规格成品棒材高倍组织图（其中靠左边的图为边部图、中间的为D/4位置图、右边的为心部图），以及超声波探伤结果；
图3为现有技术的锻造方法获得的Ti60合金Φ250mm规格棒材的成品高倍组织图（其中靠左边的图为边部图、中间的为D/4位置图、右边的为心部图），以及超声波探伤结果；
图4为本发明中获得的Ti60合金Φ250mm规格成品棒材高倍组织图（其中靠左边的图为边部图、中间的为D/4位置图、右边的为心部图），以及超声波探伤结果。
具体实施方式
现结合附图及具体实施例，来对本发明作进一步的阐述。以下仅为本发明的优选实施例，并非用于限制本发明的保护范围。任何在不脱离本发明构思前提下的相同或相似方案均应落在本发明的保护范围内。且下文中 “Φ”指代的是横截面为圆形的坯料的直径。
实施例一
材料：Ti55钛合金，相变点：1000℃，成品棒材尺寸：Φ400mm×L，主要设备：45MN快锻机和三类电炉。下面对本发明应用前后生产工艺方案和检测结果进行对比：
（一）现有技术中的锻造过程：
（1）铸锭开坯锻造
将加热炉预热到800℃，装入铸锭或坯料保温1~2h，再缓慢升温至1100~1150℃温度，加热系数为0.3，锻造4火，每火次锻比为4.5~7.0，镦粗高径比1.8～2.3，镦粗压下速率10~25mm/s，压下量100~150mm，锻后空冷；
（2）α+β相区镦拔
相变点以下980℃加热，加热系数为0.6，锻造5火，每火次锻比控制在1.6，镦粗高径比1.8～2.3，镦粗压下速率10~20mm/s，压下量80~100mm，锻后空冷；
（3）α+β相区拔长
相变点以下980℃加热，加热系数为0.6，锻造3火，每火次锻比1.3左右，压下量50~100mm，锻后空冷；
（4）α+β相区成品摔圆成型
相变点以下975℃加热，加热系数为0.6，每火次锻比1.1左右，摔圆成型，压下量30~50mm，锻后空冷；
（二）本发明的锻造方法：
（1）铸锭开坯锻造
将加热炉预热到800℃，装入铸锭或坯料保温1~2h，再缓慢升温至1100~1150℃温度，加热系数为0.4，锻造2火，每火次锻比为6.0～8.0，镦粗高径比控制在1.5，镦粗压下速率控制在10~20mm/s，压下量80~100mm，锻后空冷；
（2）首次α+β相区镦拔
将加热炉预热到800℃，装入铸锭或坯料保温1~2h，再缓慢升温至970℃，加热系数为0.7，锻造1火，锻比为2.5，镦粗高径比控制在1.4，镦粗压下速率控制在3mm/s~6mm/s，压下量50~80mm，锻后热料回炉进行动态β再结晶处理；
（3）动态β再结晶处理
1080℃加热，加热系数为0.5，随后进行锻造，锻比控制在1.4，镦粗高径比控制在1.5，镦粗压下速率控制在10mm/s~20mm/s，压下量80~100mm，锻后空冷；
（4）第2次α+β相区镦拔
975℃加热，加热系数为0.6，锻造2火，锻比控制在1.8，镦粗高径比控制在1.4，镦粗压下速率控制在3mm/s~6mm/s，压下量50~80mm，锻后空冷；
（5）α+β相区拔长
970℃加热，加热系数为0.7，锻造3火，锻比控制在1.3之间，压下量30~50mm，锻后空冷；
（6）α+β相区成品摔圆成型
960℃加热，加热系数为0.6，锻比控制在1.1左右，压下量≤30mm，摔圆成型，锻后空冷。
根据结果显示，按照上述现有技术中的常规工艺生产（如图1所示），超声波探伤结果：Φ3.2mm平底孔，杂波水平Φ3.2-（1~12）dB，底波47～65dB；杂波相差11 dB，底波相差18dB，整根棒材组织不均匀；锻造火次多，棒材心部变形差，过程开裂严重，工艺稳定性差。而本发明实施后（如图2所示），超声波探伤结果：Φ3.2mm平底孔，杂波Φ3.2-（6~12）dB，底波55~61dB；杂波相差6dB，底波相差6 dB，整根棒材组织均匀性好，因变形量降低因此过程控制难度低，减少了坯料开裂现象，提升了工艺稳定性，最终棒材的组织均匀性及超声波探伤均优于常规锻造。
实施例二
材料：Ti60，相变点：1045℃，成品锻件尺寸：Φ250mm×L，主要设备：45MN快锻机和三类电炉。下面对本发明应用前后生产工艺方案和检测结果进行对比：
（一）现有技术中的锻造过程：
（1）铸锭开坯锻造
将加热炉预热到800℃，装入铸锭或坯料保温1~2h，再缓慢升温至1100~1150℃温度，加热系数为0.4，锻造3火，每火次锻比为2.0~4.5，镦粗压下速率控制在10mm/s~30mm/s，压下量100~150mm，锻后空冷；
（2）α+β相区镦拔
将加热炉预热到800℃，装入铸锭或坯料保温1~2h，再缓慢升温至1025℃，加热系数为0.5，锻造4火，每火次锻比控制在1.5左右，镦粗高径比1.8～2.3，镦粗压下速率控制在10mm/s~30mm/s，压下量80~120mm，锻后空冷；
（3）α+β相区拔长
1025℃加热，加热系数为0.7，锻造5火，锻比为1.3左右，压下量50~100mm，锻后空冷；
（4）α+β相区成品摔圆成型
1020℃加热，加热系数为0.6，锻比控制在1.1左右，摔圆成型，压下量30~50mm，锻后空冷。
（二）本发明的锻造方法
（1）铸锭开坯锻造
将加热炉预热到800℃，装入铸锭或坯料保温1~2h，再缓慢升温至1100~1150℃温度，加热系数为0.4，锻造2火，每火次锻比为3.0～4.0，镦粗压下速率控制在10mm/s~20mm/s，压下量50~80mm，锻后空冷；
（2）首次α+β相区镦拔
将加热炉预热到800℃，装入铸锭或坯料保温1~2h，再缓慢升温至1025℃，加热系数为0.7，锻造1火，锻比控制在1.42，镦粗高径比1.5，镦粗压下速率控制在3mm/s~6mm/s，压下量30~50mm，锻后热料回炉进行动态β再结晶处理；
（3）动态β再结晶处理
1125℃加热，加热系数为0.4，随后进行锻造，锻比控制在1.15左右，镦粗压下速率控制在10mm/s~20mm/s，压下量50~80mm，锻后空冷；
（4）第2次α+β相区镦拔
1015℃加热，加热系数为0.7，锻造2火，每火次锻比控制在1.3～1.5之间，镦粗高径比1.4，镦粗压下速率3mm/s~6mm/s，压下量30~50mm，锻后空冷；
（5）α+β相区拔长
1010℃加热，加热系数为0.6，锻造4火，锻比控制在1.5左右，压下量20~50mm，锻后空冷；
（6）α+β相区成品摔圆成型
1010℃加热，加热系数为0.6，锻比控制在1.1左右，摔圆成型，压下量≤30mm，锻后空冷。
按照常规工艺生产（如图3），超声波探伤结果：Φ2.0mm平底孔，杂波水平Φ2.0-（3~10）dB，底波42～58dB，杂波相差7dB，底波相差16dB，整根棒材组织不均匀，锻造火次多，棒材心部变形差，过程开裂严重，工艺稳定性差。而本发明实施后（如图4），超声波探伤结果：Φ2.0mm平底孔，杂波水平Φ2.0-（6~10）dB，底波45～50dB，杂波相差4dB，底波相差5dB，整根棒材组织均匀性好，棒材变形均匀，因变形量降低因此过程控制难度低，减少了坯料开裂现象，提升了工艺稳定性，最终棒材的组织均匀性及超声波探伤均优于常规锻造。
Claims (7)
1.一种近α型高温钛合金大规格棒材锻造方法，其特征在于，其工艺路线为：铸锭开坯镦拔→首次α+β相区镦拔→动态β再结晶处理→第2次α+β相区镦拔→α+β相区拔长→α+β相区成品摔圆成型。
2.根据权利要求1所述的近α型高温钛合金大规格棒材锻造方法，其特征在于，具体是通过以下步骤来实现的：
（1）铸锭开坯镦拔
将加热炉预热到800℃，装入铸锭或坯料保温1~2h，再缓慢升温至1080~1150℃温度，加热系数为0.2~0.7，锻造1~2火，每火次锻比为3.0~7.0，锻后空冷；
（2）首次α+β相区镦拔
将加热炉预热到800℃，装入经过步骤（1）处理的铸锭或坯料保温1~2h，再缓慢升温至相变点以下20-30℃，加热系数为0.5~0.8，锻造1~2火，每火次锻比控制在2.0~3.0之间，锻后热料回炉进行动态β再结晶处理；
（3）动态β再结晶处理
于相变点以上50~100℃进行加热，加热系数为0.3~0.5，随后进行锻造，锻比控制在1.2~1.7，锻后空冷；
（4）第2次α+β相区镦拔
相变点以下20~40℃加热，加热系数为0.5~0.8，锻造1~3火，每火次锻比控制在1.3~2.0之间，锻后空冷；
（5）α+β相区拔长
相变点以下30~50℃加热，加热系数为0.5~0.8，锻造3～5火，每火次锻比控制在1.2～2.0之间，锻后空冷；
（6）α+β相区成品摔圆成型
相变点以下30~50℃加热，加热系数为0.5~0.8，锻比控制在1.1左右，压下量控制在≤30mm，摔圆成型，锻后空冷。
3.根据权利要求2所述的近α型高温钛合金大规格棒材锻造方法，其特征在于，上述步骤（1）的铸锭开坯镦拔中，镦粗高径比控制在1.5~2.0，镦粗压下速率控制在10mm/s~20mm/s，压下量控制在50~100mm。
4.根据权利要求2所述的近α型高温钛合金大规格棒材锻造方法，其特征在于，上述步骤（2）的首次α+β相区镦拔中，镦粗高径比控制在1.3~1.8，镦粗压下速率控制在3mm/s~6mm/s，压下量控制在30~80mm。
5.根据权利要求2所述的近α型高温钛合金大规格棒材锻造方法，其特征在于，上述步骤（3）的动态β再结晶处理中，锻造的镦粗高径比控制在1.3~1.8，镦粗压下速率控制在10mm/s~20mm/s，压下量控制在50~100mm。
6.根据权利要求2所述的近α型高温钛合金大规格棒材锻造方法，其特征在于，上述步骤（4）的第2次α+β相区镦拔中，镦粗高径比控制在1.3~1.8，镦粗压下速率控制在3mm/s~6mm/s，压下量控制在30~80mm。
7.根据权利要求2所述的近α型高温钛合金大规格棒材锻造方法，其特征在于，上述步骤（5）的α+β相区拔长中，压下量控制在20~50mm。
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