CN114798999B - 细晶粒高强塑性Ti80G锻件及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种细晶粒高强塑性Ti80G锻件及其制备方法，属于钛合金锻造技术领域。方法采用近相变点锻造方法，开坯在相变点以上100℃‑200℃进行高温保温，然后滚圆，并进行至少一火次镦拔锻造，形成中间坯料。中间坯料在相变点附近，进行一火次镦粗，采用六方拔长，倒十二方拔长后，在进行至少一火次镦拔锻造，形成预成型锻件。预成型锻件在近相变点采用十二方拔长和圆弧砧拔长，制备半成品。半成品经快锻形成成品。实验表明，所制备的细晶粒高强塑性Ti80G锻件组织均匀细小，晶粒度≤40um，屈强比≤1.1，具有良好的横、纵室温性能，室温拉伸强度840MPa以上，延伸率≥8%，具有优异的综合性能指标，探伤满足GB/T5193‑2007中规定的A1‑AA级别要求。

Description

细晶粒高强塑性Ti80G锻件及其制备方法

技术领域

本发明属于钛合金锻造技术领域，特别涉及一种细晶粒高强塑性Ti80G锻件及其制备方法。

背景技术

钛合金具有轻质、耐高温、强度高、耐腐蚀等优异特性，被广泛应用于航空、航天、海洋等领域。Ti-80G钛合金其名义化学成分(wt.％)为Ti-6Al-3Nb-3Zr-1Mo，是在Ti-6321钛合金(Ti-6Al-3Nb-2Z-1Mo)基础上增加Zr元素的含量研制而成的，Zr元素的增加可以更好地发挥钛合金稳定性。该合金具有高强、高韧、可焊、耐蚀性等良好的综合性能，被广泛应用于舰船结构件、螺栓、耐压壳体、海上钻井平台石油管道等部件。

近年来，随着材料使用环境越来越复杂，各领域对合金材料特性提出更高的要求，综合性能、组织均匀一致性等的要求越来越苛刻。然而，Ti-80G钛合金变形抗力较大，变形区间窄，在常规的镦拔变形方式下，变形量大易造成表面开裂和组织过热，变形量小会造成心部变形不够，造成组织粗大且不均匀，导致锻件组织粗大、综合性能和一致性差等问题，合金材料的寿命及安全系数下降，无法满足极端环境下材料的使用要求。

发明内容

基于此，本发明提供一种细晶粒高强塑性Ti80G锻件的制备方法，以解决现有技术中存在的Ti-80G锻件的品质难以满足使用要求的技术问题。

本发明还提供一种细晶粒高强塑性Ti80G锻件，该细晶粒高强塑性Ti80G锻件组织均匀细小，晶粒度≤40um，屈强比≤1.1，具有优异的综合性能指标，探伤满足GB/T5193-2007的A1-AA级别。

本发明解决上述技术问题的技术方案如下：

一种细晶粒高强塑性Ti80G锻件的制备方法，包括以下步骤：

S10.开坯锻造，制备中间坯料：

S11.将Ti80G铸锭首先梯度升温至第一温度T₁，并保温1h～3h；然后升温至第二温度T₂，并保温7h～12h；其中，所述第二温度T₂＝T_β+ΔT₁，T_β表示Ti80G铸锭的相变点温度，ΔT₁∈[100℃，200℃]；

S12.将升温后的Ti80G铸锭滚圆；

S13.对滚圆后的Ti80G铸锭进行至少一火次镦拔锻造，形成中间坯料；其中，拔长过程采用六方拔长；总锻造比≥4.5，变形量≥78％，终锻温度≥980℃；

S20.中间坯料锻造，得到预成型锻件：

S21.将中间坯料首先梯度升温至第一温度T₁，并保温1h～3h；然后升温至第三温度T₃，并保温1.5h～4h；其中，所述第三温度T₃＝T_β-ΔT₂，ΔT₂∈[8℃，15℃]；

S22.将升温后的中间坯料进行一火次镦粗，采用六方拔长，然后倒十二方拔长；高温热态回炉后，接着进行至少一火次镦拔锻造，得到预成型锻件；其中，拔长过程采用十二方拔长；总锻造比≥4.2，变形量≥76％，终锻温度≥910℃；S30.预成型锻件锻造，形成半成品：

S31.将预成型锻件首先梯度升温至第一温度T₁，并保温1h～3h；然后升温至第四温度T₄，并保温1.5h～4h；其中，所述第四温度T₄＝T_β-ΔT₃，ΔT₃∈[10℃，30℃]；

S32.如所述预成型坯料为饼材类锻件，则：首先采用十二方拔长，然后采用圆弧砧进行1～2火次拔长；总锻造比≥2.5，变形量≥60％，终锻温度≥900℃；

如所述预成型坯料为方块类锻件，则：首先采用十二方拔长，然后采用宽砧进行1火次镦拔锻造，高温热态回炉后，进行1火次拔长；总锻造比≥4，变形量≥75％，终锻温度≥900℃；

S40.半成品锻造，制备成品Ti80G锻件：

S41.将半成品梯度升温至第五温度T₅，并保温2h～4h；其中，所述第四温度T₅＝T_β-ΔT₄，ΔT₄∈[15℃，30℃]；

S42.使用快锻锻造1火次，得到成品Ti80G锻件，总锻造比≥1.5，变形量≥35％，终锻温度≥900℃。

优选地，所述第一温度T₁为720℃～800℃。

优选地，采用六方拔长过程中，设定旋转角为60°±6°。

优选地，每次镦拔锻造过程中，设定道次压下量为30mm～50mm。

优选地，相邻两次镦拔锻造过程之间，进行高温热态回炉，并保温。

优选地，中间坯料锻造、预成型锻件锻造及半成品锻造前，对中间坯料、预成型锻件和半成品进行打磨，消除表明缺陷。

优选地，所述Ti80G铸锭的规格为φ600mm～φ800mm。

一种细晶粒高强塑性Ti80G锻件，由如上所述的细晶粒高强塑性Ti80G锻件的制备方法制备所得。

与现有技术相比，本发明至少具有以下优点：

本发提供的细晶粒高强塑性Ti80G锻件的制备方法，采用近相变点锻造方法，开坯在相变点以上100℃～200℃进行高温保温，然后将铸锭滚圆，并进行至少一火次镦拔锻造，形成中间坯料。中间坯料在相变点附近，进行一火次镦粗，采用六方拔长，倒十二方拔长后，在进行至少一火次镦拔锻造，形成预成型锻件。预成型锻件在近相变点采用十二方拔长和圆弧砧拔长，制备半成品。半成品经快锻形成成品。在相变点附近，进行大变形量锻造，并控制锻造温度和变形量，提高Ti80G锻件的综合性能。实验表明，所制备的细晶粒高强塑性Ti80G锻件组织均匀细小，晶粒度≤40um，屈强比≤1.1，具有良好的横、纵室温性能，室温拉伸强度840MPa以上，延伸率≥8％，具有优异的综合性能指标，探伤满足GB/T5193-2007 A1-AA级别。

附图说明

图1为实施例1中制备的210mm Ti80G锻件退火态显微组织图(500X)。

图2为实施例2中制备的170×1050×1250mm Ti80G锻件退火态纵向显微组织图(500X)。

具体实施方式

需要说明的是，在不冲突的情况下，本发明中的实施例及实施例中的特征可以相互组合。以下将结合本发明实施例的附图，对本发明的技术方案做进一步描述，本发明不仅限于以下具体实施方式。

一实施例中，一种细晶粒高强塑性Ti80G锻件的制备方法，包括以下步骤：

S10.开坯锻造，制备中间坯料。包括对Ti80G铸锭进行升温，滚圆及镦拔锻造。具体地：

S11.将Ti80G铸锭首先梯度升温至第一温度T₁，并保温1h～3h；然后升温至第二温度T₂，并保温7h～12h；其中，所述第二温度T₂＝T_β+ΔT₁，T_β表示Ti80G铸锭的相变点温度，ΔT₁∈[100℃，200℃]。

例如，经表面质量、探伤和化学成分检验合格的Ti80G钛合金铸锭，锯切分料，表面涂防氧化涂层后装入箱式电阻炉中梯度加热，升温至第一温度T₁，保温1h～3h后，然后升温至第二温度T₂，保温7h～12h。作为优选，所述第一温度T₁为720℃～800℃，所述第二温度T₂＝T_β+ΔT₁，T_β表示Ti80G铸锭的相变点温度，ΔT₁∈[100℃，200℃]。铸锭开坯在T_β以上100℃～200℃保温7h-12h，对铸锭进行高温均匀化热处理，可以节省单独热处理产生的能耗，改善铸态结晶组织的均匀性，消除铸造应力及偏析等缺陷。

S12.将升温后的Ti80G铸锭滚圆。Ti80G铸锭升温到所述第二温度T₂后，出炉，然后在快锻机上横向滚圆。作为优选，滚圆结束后，所述Ti80G铸锭的高径比2.1～2.5。

S13.对滚圆后的Ti80G铸锭进行至少一火次镦拔锻造，形成中间坯料；其中，拔长过程采用六方拔长；总锻造比≥4.5，变形量≥78％，终锻温度≥980℃。

Ti80G铸锭被滚圆后，高温回炉，然后进行不少于一火次的镦拔锻造，形成中间坯料。作为优选，Ti80G铸锭被滚圆后，温度下降约50℃～150℃。作为优选，进行2火次的镦拔锻造，执行以下工序：镦粗—采用六方拔长—高温回炉—镦粗—采用六方拔长。作为优选，采用六方拔长时，设定操作机旋转60°。

S20.中间坯料锻造，得到预成型锻件。包括对中间坯料进行升温以及锻造的过程。具体地：

S21.将中间坯料首先梯度升温至第一温度T₁，并保温1h～3h；然后升温至第三温度T₃，并保温1.5h～4h；其中，所述第三温度T₃＝T_β-ΔT₂，ΔT₂∈[8℃，15℃]。

对中间坯料进行锻造时，起锻温度保持在相变点T_β附近，较相变点T_β低8℃～15℃。

S22.将升温后的中间坯料进行一火次镦粗，采用六方拔长，然后倒十二方拔长；高温热态回炉后，接着进行至少一火次镦拔锻造，得到预成型锻件；其中，拔长过程采用十二方拔长；总锻造比≥4.2，变形量≥76％，终锻温度≥910℃。

S30.预成型锻件锻造，形成半成品。包括对预成型锻件的升温及锻造过程。具体地：

S31.将预成型锻件首先梯度升温至第一温度T₁，并保温1h～3h；然后升温至第四温度T₄，并保温1.5h～4h；其中，所述第四温度T₄＝T_β-ΔT₃，ΔT₃∈[10℃，30℃]。

对预成型锻件进行锻造时，起锻温度保持在相变点T_β附近，较相变点T_β低10℃～30℃。

S32.如所述预成型坯料为饼材类锻件，则：首先采用十二方拔长，然后采用圆弧砧进行1～2火次拔长；总锻造比≥2.5，变形量≥60％，终锻温度≥900℃；

如所述预成型坯料为方块类锻件，则：首先采用十二方拔长，然后采用宽砧进行1火次镦拔锻造，高温热态回炉后，进行1火次拔长；总锻造比≥4，变形量≥75％，终锻温度≥900℃。

S40.半成品锻造，制备成品Ti80G锻件。包括对半成品锻件的升温和锻造过程。

S41.将半成品梯度升温至第五温度T₅，并保温2h～4h；其中，所述第四温度T₅＝T_β-ΔT₄，ΔT₄∈[15℃，30℃]；

S42.使用快锻锻造1火次，得到成品Ti80G锻件，总锻造比≥1.5，变形量≥35％，终锻温度≥900℃。

在一些实施例中，为精准控制锻造过程温度及变形量，每次镦拔锻造过程中，设定道次压下量为30mm～50mm。

在一些优选实施例中，相邻两次镦拔锻造过程之间，进行高温热态回炉，并保温。

在一些优选实施例中，为提高Ti80G锻件合格率，中间坯料锻造、预成型锻件锻造及半成品锻造前，对中间坯料、预成型锻件和半成品进行打磨，消除表明缺陷。

在其中一些实施例中，所述Ti80G铸锭的规格为φ600mm～φ800mm。

本发明的又一具体实施方式中，一种细晶粒高强塑性Ti80G锻件，由如上所述的细晶粒高强塑性Ti80G锻件的制备方法制备所得。

以下通过具体实验例，进一步说明本发明的技术手段和技术效果。

实验例一

经表面质量、探伤和化学成分检验合格的Ti80G钛合金铸锭φ600mm，经测试相变点T_β为995℃，铸锭锯切分料，表面涂防氧化涂层后装入箱式电阻炉中。首先梯度加热至720℃，保温2h。然后升温至1170℃，保温7h。铸锭保温完成后出炉，出炉后在快锻机上横向滚圆至φ450mm，然后镦粗至φ580mm，再拔长至六方440mm。高温回炉至1100℃，保温2h，然后镦粗至φ580mm，再拔六方至440mm，每次设定操作机旋转60°，拔长后高径比2.2，总锻造比≥4.8，终锻温度≥980℃，锻后水冷。开坯后的物料采用砂轮机打磨去除表面裂纹等缺陷。将打磨后的坯料采用箱式电阻炉，加热720℃，保温120min，然后升温至985℃，保温120min。出炉后，在快锻机上将六方440mm镦粗至φ570mm，然后拔六方至430mm，接着拔十二方至440mm。高温热态回炉至980℃，保温120min。出炉后，镦粗至φ560mm，然后拔十二方至440mm，终锻温度≥910℃，锻后水冷。中间锻造后的物料采用砂轮机打磨去除表面裂纹等缺陷。采用箱式电阻炉，加热至740℃，保温2h，然后升温至980℃，保温120min。出炉后，在快锻机上采用十二方拔长440mm，接着用圆弧砧2火次拔长至φ260mm，总锻造比≥2.5，变形量≥60％，锻后空冷。预成型后的物料空冷后采用砂轮机打磨去除表面裂纹等缺陷，锯切分料。继续采用箱式电阻炉内加热至975℃，保温150min，出炉后在快锻机上将φ260mm棒材一火次锻至φ215mm成品锻件。检测成品锻件退火态的室温拉伸性能和显微组织，请一并参看表1和图1，本发明生产的Ti80G合金锻件为细小均匀的等轴α+β组织，平均晶粒度≤30um，退火后的棒材具有良好的横、纵室温性能，室温拉伸强度850MPa以上，屈强比为1.07，延伸率≥16％。

表1φ210mm Ti80G锻件退火态室温拉伸性能

实验例二

经表面质量、探伤和化学成分检验合格的Ti80G钛合金铸锭φ700mm，经测试相变点为1000℃，铸锭锯切分料，表面涂防氧化涂层后装入箱式电阻炉中梯度加热至800℃，保温120min，然后升温至1180℃，保温540min。铸锭温到出炉后，在快锻机上横向滚圆至φ480mm，接着镦粗至φ600mm，然后拔长至六方460mm。高温回炉至1105℃，保温120min，然后镦粗至φ600mm，接着拔六方至460mm，每次设定操作机旋转60°，拔长后高径比2.3，总锻造比≥4.8，终锻温度≥980℃，锻后水冷。开坯后的物料采用砂轮机打磨去除表面裂纹等缺陷。将打磨后的坯料采用箱式电阻炉，加热800℃，保温120min，然后升温至985℃，保温120min。温到出炉后，在快锻机上将六方460mm镦粗至φ590mm，接着拔六方至455mm，随后倒十二方至465mm。高温热态回炉，至985℃，保温120min。接着镦粗至φ590mm，拔十二方至465mm，终锻温度≥910℃，锻后水冷。中间锻造后的物料采用砂轮机打磨去除表面裂纹等缺陷。采用箱式电阻炉，加热至800℃，保温120min，然后升温至985℃，保温120min。温到出炉后。在快锻机上进行宽砧1火次镦拔，然后回炉1火次拔长至φ300mm，总锻造比≥4，变形量≥75％，终锻温度≥900℃，锻后空冷。预成型后的物料空冷后采用砂轮机打磨去除表面裂纹等缺陷。锯切分料，继续采用箱式电阻炉内加热至980℃，保温210min，温到出炉后在快锻机上将预成型300方坯，一火次锻至220×1060×1080，高温回炉，升温至980℃，保温210min，出炉锻造至185×1070×1280mm成品。本发明生产的Ti80G合金锻件为细小均匀的等轴α+β组织，平均晶粒度≤40um，退火后的棒材具有良好的横、纵室温性能，室温拉伸强度870MPa以上，屈强比为1.07，延伸率≥14％。成品锻件退火态的室温拉伸性能和显微组织如表2和图2所示。

表2 170×1050×1250mm Ti80G锻件退火态室温拉伸性能

位置	抗拉强度Rm/MPa	<![CDATA[屈服强度R<sub>p0.2</sub>/MPa]]>	屈强比	断后伸长率A/％	断面收缩率A/％
						横向	874	818	1.067	14	32
纵向	878	824	1.065	18	45
						技术协议	≥840	≥740	≤1.1	≥8	-

显然，本发明的上述实施例仅仅是为清楚地说明本发明所作的举例，而并非是对本发明的实施方式的限定。对于所属领域的普通技术人员来说，在上述说明的基础上还可以做出其它不同形式的变化或变动。这里无需也无法对所有的实施方式予以穷举。凡在本发明的精神和原则之内所作的任何修改、等同替换和改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (7)

1.一种细晶粒高强塑性Ti80G锻件的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

S10.开坯锻造，制备中间坯料：

S11.将Ti80G铸锭首先梯度升温至第一温度T₁，并保温1h~3h；然后升温至第二温度T₂，并保温7h~12h；其中，所述第二温度T₂=T_β+ΔT₁，T_β表示Ti80G铸锭的相变点温度，ΔT₁∈[100℃，200℃]；

S12.将升温后的Ti80G铸锭滚圆；

S13.对滚圆后的Ti80G铸锭进行至少一火次镦拔锻造，形成中间坯料；其中，拔长过程采用六方拔长；总锻造比≥4.5，变形量≥78%，终锻温度≥980℃；

S20.中间坯料锻造，得到预成型锻件：

S21.将中间坯料首先梯度升温至第一温度T₁，并保温1h~3h；然后升温至第三温度T₃，并保温1.5h~4h；其中，所述第三温度T₃=T_β-ΔT₂，ΔT₂∈[8℃，15℃]；

S22.将升温后的中间坯料进行一火次镦粗，采用六方拔长，然后倒十二方拔长；高温热态回炉后，接着进行至少一火次镦拔锻造，得到预成型锻件；其中，拔长过程采用十二方拔长；总锻造比≥4.2，变形量≥76%，终锻温度≥910℃；

S30.预成型锻件锻造，形成半成品：

S31.将预成型锻件首先梯度升温至第一温度T₁，并保温1h~3h；然后升温至第四温度T₄，并保温1.5h~4h；其中，所述第四温度T₄=T_β-ΔT₃，ΔT₃∈[10℃，30℃]；

S32.如所述预成型锻件为饼材类锻件，则：首先采用十二方拔长，然后采用圆弧砧进行1~2火次拔长；总锻造比≥2.5，变形量≥60%，终锻温度≥900℃；

如所述预成型锻件为方块类锻件，则：首先采用十二方拔长，然后采用宽砧进行1火次镦拔锻造，高温热态回炉后，进行1火次拔长；总锻造比≥4，变形量≥75%，终锻温度≥900℃；

S40.半成品锻造，制备成品Ti80G锻件：

S41.将半成品梯度升温至第五温度T₅，并保温2h~4h；其中，所述第四温度T₅=T_β-ΔT₄，ΔT₄∈[15℃，30℃]；

S42.使用快锻锻造1火次，得到成品Ti80G锻件，总锻造比≥1.5，变形量≥35%，终锻温度≥900℃。

2.如权利要求1所述的细晶粒高强塑性Ti80G锻件的制备方法，其特征在于，所述第一温度T₁为720℃~800℃。

3.如权利要求1所述的细晶粒高强塑性Ti80G锻件的制备方法，其特征在于，采用六方拔长过程中，设定旋转角为60°±6°。

4.如权利要求1所述的细晶粒高强塑性Ti80G锻件的制备方法，其特征在于，每次镦拔锻造过程中，设定道次压下量为30mm～50mm。

5.如权利要求1所述的细晶粒高强塑性Ti80G锻件的制备方法，其特征在于，相邻两次镦拔锻造过程之间，进行高温热态回炉，并保温。

6.如权利要求1所述的细晶粒高强塑性Ti80G锻件的制备方法，其特征在于，中间坯料锻造、预成型锻件锻造及半成品锻造前，对中间坯料、预成型锻件和半成品进行打磨，消除表面缺陷。

7.如权利要求1～6中任意一项所述的细晶粒高强塑性Ti80G锻件的制备方法，其特征在于，所述Ti80G铸锭的规格为φ600mm～φ800mm。

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