CN1403622A - 钛合金准β锻造工艺 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及一种获得高塑性网篮组织的钛合金准β锻造工艺，属材料科学技术领域。该工艺解决了网篮组织塑性低的技术关键。坯料在β相变点(Tβ)以下20～40℃，即Tβ－(20～40)℃预热，然后迅速随炉升温至Tβ－10℃～Tβ+20℃短时加热后锻造、模锻或轧制，锻后迅速水冷或空冷。需要进行第二火以上锻造时，加热温度为Tβ－(20～40)℃，锻后迅速水冷或空冷。该工艺适用于近α型、α－β型和近β型钛合金，获得的网篮组织初生α相含量不大于15％，其塑性与双态组织的一样，断裂韧性、蠕变抗力等则显著高于双态组织，可以制造结构件、盘件、锻坯、棒材等半成品。
Description
本发明涉及一种获得高塑性网篮组织的钛合金准β锻造工艺，属材料科学技术领域。
近α型和α-β型钛合金因热变形工艺不同可以获得四种类型显微组织，其中实际应用最多的锻件是双态组织，即初生α+β转变组织。网篮组织与双态组织比较，具有更优良的综合性能，其断裂韧性、疲劳裂纹扩展抗力、疲劳强度和蠕变抗力高，大大提高构件的使用寿命，对设计人员有巨大的吸引力。但网篮组织长期以来未被锻件的使用者所接受，这是因为，若工艺控制不好，会显著降低锻件的塑性。解决网篮组织的塑性问题一直成为钛合金锻造的一大难题。
钛合金锻造通常是在α+β两相区加热，即在β相变点(Tβ)以下25~50℃加热。为了提高锻造温度，改善成形性能，中国专利No.1048994《大型汽轮机钛合金长叶片精锻工艺及装置》采用了在Tβ-20℃加热的近β锻造。近β锻造在中国航空工业标准HB/Z199-91《钛合金锻造工艺》中规定加热温度为Tβ-(10～15)℃，这是α+β锻造的最高加热温度。由于该工艺获得的显微组织中初生α相含量显著减少，因此该组织与通常的α+β锻造组织相比较，其断裂韧性和蠕变抗力有一定提高。但该工艺对加热炉有特殊要求，需要符合II类炉，即有效工作区的最大温度偏差不大于±5℃的要求，这在一般工厂显然不能满足，无法实现产业化。
发展的另外一种锻造工艺称为β锻造，即在β区加热后锻造。已经有过的实验性研究包括，对Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo钛合金采用在Tβ+(20～75)℃的β锻造，对Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si钛合金提出了最佳的β锻造加热温度范围为Tβ+(10～65)℃。在航标HB/Z 199-91中也规定了在Tβ+(10～40)℃加热的亚β锻造。
采用上述β锻造和亚β锻造获得的是一种网篮组织。按照传统观念，网篮组织是由原始β晶界α相和晶内呈网篮编织的集束片状α相组成，也就是说网篮组织中不含有初生α相。这一观念使β锻造加热温度都高于Tβ+10℃。另外，由于钛合金的热导率比较低，是钢的1/3。所以规定的加热时间比较长，即使在β区加热，加热系数η，即加热时间t(min)与坯料最大截面厚度δmax(mm)的比值，一般也在0.7以上。
研究表明，对β晶粒长大动力学有决定性影响的是加热温度。加热温度越高，晶粒长大就越剧烈。除加热温度以外，加热时间长也能促使β晶粒长大。以往的研究正是由于在β区的加热温度高和保温时间长才导致产生粗晶的低倍组织，尤其是在小变形区或变形“死区”最为明显。因为在变形过程中因过冷度小，β晶界α相不容易析出。而当晶界α相析出时，变形已基本结束。即使有小部分α相在变形过程中析出，也因变形量小而不易破碎。其显微组织特征是，原始β晶粒比较大，β晶界α相比较平直，而且破断不够。这就是通常的网篮组织比双态组织塑性低的根本原因。表1列出了两类组织的力学性能对比。
表1 Ti-6Al-2.5Mo-1.5Cr-0.5Fe-0.3Si钛合金压气机盘件的力学性能
| 模锻工艺 | 热处理制度 | 组织类型 | 取样方向 | 20℃ | 400℃蠕变σ＝490MPat＝100h | |||
| σbMPa | σ0.2MPa | δ5％ | ψ％ | εp％ | ||||
| Tβ+10℃亚β锻造 | 等温退火 | 网篮组织 | 弦向 | 105310541077 | 988986988 | 14.015.114.2 | 24.421.920.6 | 0.1030.1040.086 |
| Tβ-30℃α+β锻造 | 等温退火 | 双态组织 | 弦向 | 101610551048 | 9829971009 | 16.517.717.0 | 45.741.242.4 | 0.1140.1200.156 |
可以设想，如果能设计出一种工艺，可以获得既没有初生α相，也没有β晶界α相，只有网篮编织的集束片状α相的网篮组织，这将是一种理想的网篮组织。也就是要控制一种状态，初生α相刚好溶解完，β晶粒又尚未形成的瞬间。这种理想状态在某一个小的区域可能存在，但要使整个锻件都具有这种状态是不可能的。然而作为工程应用，可以找到一个过渡区，即将初生α相限制在一定的比例内，如15％，β晶界α相又是部分产生的区域，这就是β相变点附近的区域，也就是在Tβ-10℃到Tβ+10℃这一未有人研究过的过渡区。在这一区域加热时，由于坯料在出炉后的温降，锻件的变形实际上是在α+β区进行的，在变形过程中，α相首先在β晶界析出，从而受到变形被破碎，不会产生连续的、平直的晶界α，最后在晶内形成网篮编织的集束片状α相。这样的网篮组织具有较高的塑性。
以往的β锻造和亚β锻造采用的是将坯料直接在β区加热的方法，所以要求加热系数η一般在0.7以上，如果采用分段加热的方法，即先在α+β区预热，然后快速随炉升温至β区加热，则可大大缩短在β区的加热时间。研究表明，从α+β区升温到β区的时间大约为8～10min，在此升温过程中，初生α相不断溶解，100mm厚的坯料只要在β区保温20～25min(η＝0.2～0.25)就可以使得坯料中心和外部的组织均匀，而且在β区的加热温度越高，需要的保温时间也越短。
本发明正是利用β相变点附近区域加热，并采用控制初生α相溶解的分段加热方法，设计出准β锻造工艺。
本发明的目的是设计一种获得高塑性网篮组织的锻造工艺，即该网篮组织具有与双态组织一样好的塑性，同时又具有网篮组织固有的优良特性，从而大大提高构件的使用寿命。
本发明的技术方案是采用近α型、α-β型和近β型钛合金坯料，在III类炉，即有效工作区最大温度偏差不大于±10℃的电阻炉中加热。这一条件一般工厂都具备，并采用可控硅控温，温度波动±2℃。坯料在炉温到达预热温度后装炉，摆放在有效工作区内。首先在Tβ-(20～40)℃预热，炉子到达预热温度后计算保温时间，保温时间t(min)＝η×δmax，δmax(mm)为坯料的最大截面厚度，η为加热系数，坯料的预热加热系数η的取值为0.4～0.7，然后快速随炉升温至Tβ-10℃～Tβ+20℃后计算保温时间，保温时间t(min)的计算公式同上述一致，但加热系数η的取值为0.1～0.5；另外，坏料也可不经上述预热保温步骤，而是将其直接放在电阻炉中直接升温至Tβ-10℃～Tβ+20℃后计算保温时间，保温时间t(min)的计算公式同上述一致，但加热系数η的取值为≥0.6；加热后锻造、模锻或轧制，锻后迅速水冷或空冷；需要进行第二火以上锻造时，加热温度为Tβ-(20～40)℃，锻后迅速水冷或空冷。选择不同工艺参数对两个炉号9个前肩轴模锻件的研究表明，在第二次加热或直接加热到加工温度的步骤中，Tβ～Tβ+10℃为最佳加热温度范围。另外，在进行准β锻造前，荒坯锻造的加热温度为Tβ-(20～40)℃，锻后空冷。加工完成后的制件根据技术要求进行热处理。
本发明的优点是准β锻造比常规的α+β锻造加热温度高，变形抗力小，容易成形，成品率高；获得的网篮组织α片厚度控制在2～4μm范围，并有较细的低倍晶粒度，具有与双态组织一样好的塑性，又有网篮组织固有的优良特性，即有较高的断裂韧性和疲劳裂纹扩展抗力以及高的疲劳强度和蠕变抗力，可以大大提高构件的使用寿命。表2列出了模锻件的性能对比。表2 Ti-6Al-2.5Mo-1.5Cr-0.5Fe-0.3Si钛合金前肩轴模锻件的室温力学性能
| 模锻工艺 | 热处理制度 | 组织类型 | 取样方向 | σbMPa | σ0.2MPa | δ5％ | ψ％ | K1CMPam1/2 |
| 准β锻造 | 800℃，2h，空冷 | 网篮组织 | 纵向 | 10551045 | 1010995 | 15.516.0 | 41.544.5 | -- |
| 横向(T-L) | 11101095 | 10701060 | 15.016.0 | 39.036.0 | 87 | |||
| α+β锻造 | 800℃，2h，空冷 | 双态组织 | 纵向 | 10801105 | 10351055 | 17.017.0 | 43.045.0 | -- |
| 横向(T-L) | 11151105 | 10401030 | 14.515.0 | 36.537.0 | 63 |
以下将结合实施例对本发明技术方案作进一步地详述：
本发明技术方案所适用的钛合金类型为近α型钛合金、α-β型钛合金和近β型钛合金，并对各种合金类型进行了大量的实验研究，其中，对于近α型钛合金主要包括，按其名义成分按重量百分数有TA11，Ti-8Al-1Mo-1V；TA12，Ti-5.5Al-4Sn-2Zr-1Mo-0.25Si-1Nd；TA14，Ti-11Sn-5Zr-2.3Al-1Mo-0.2Si；TA15，Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V；TA19，Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si。对于α-β型钛合金主要包括，按其名义成分按重量百分数有TC4，Ti-6Al-4V；TC6，Ti-6Al-2.5Mo-1.5Cr-0.5Fe-0.3Si；TC11，Ti-6.5Al-1.5Zr-3.5Mo-0.3Si；TC16，Ti-3Al-5Mo-4.5V；TC17，Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr；TC18，Ti-5Al-4.75Mo-4.75V-1Cr-1Fe；TC19，Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo；TC20，Ti-6Al-7Nb；Ti-6Al-2Sn-2Zr-2Mo-2Cr-0.23Si。对于近β型钛合金主要包括，按其名义成分按重量百分数有TB6，Ti-10V-2Fe-3Al以及亚稳定β型钛合金，其名义成分按重量百分数有TB8，Ti-15Mo-3Al-2.7Nb-0.2Si。
以下列举一些具体的实施例
实施例1：采用Ti-6Al-2.5Mo-1.5Cr-0.5Fe-0.3Si钛合金Φ120mm棒材，测定的Tβ为983℃。首先在有效工作区为900mm×1600mm×300mm的最大温度偏差±10℃的电阻炉中加热锻荒，并采用可控硅、欧陆表控温，温度波动±1℃，加热温度为943℃，锻成的荒坯重14kg，最大截面厚度100mm。第二步在10t模锻锤上模锻前肩轴，先在953℃预热50min，随炉快速升温至983℃，保温40min后模锻，锻件经切边后迅速水冷。第二火模锻加热温度为943℃，锻后迅速水冷。模锻件经800℃，2h，空冷普通退火。
实施例2：采用与实施例1相同的棒材，在与实施例1同样的条件下，模锻加热先在953℃预热50min，随炉快速升温至985℃，保温25min后模锻，锻后迅速水冷。第二火模锻与热处理同实施例1。
实施例3：采用与实施例1相同的棒材，在与实施例1同样的条件下，模锻加热先在953℃预热50min，随炉快速升温至998℃，保温25min后模锻，锻后迅速水冷。第二火模锻与热处理同实施例1。
实施例4：采用与实施例1相同的棒材，在与实施例1同样的条件下，模锻加热先在953℃预热50min，随炉快速升温至973℃，保温20min后模锻，锻后迅速水冷。第二火模锻与热处理同实施例1。
鉴于考核网篮组织的关键是小变形区的塑性，对上述四个实例模锻的前肩轴，在其小变形区筋部切取拉伸试样，同时切取冲击试样，并在轴部切取断裂韧性试样。
表3列出了实施例的室温力学性能。
| 实例 | T-Tβ℃ | tmin | 取样方向 | σbMPa | σ0.2MPa | δ5％ | ψ％ | akJ/cm2 | K1CMPam1/2 |
| 1 | 0 | 40 | 纵向 | 10591035 | 1029994 | 19.016.4 | 47.044.3 | 47.442.1 | -- |
| 2 | 2 | 25 | 纵向(T-L) | 10951080 | 10501025 | 20.020.0 | 47.039.0 | 58.552.0 | 74.9 |
| 3 | 15 | 25 | 纵向 | 10411056 | 988998 | 15.418.0 | 33.336.5 | -- | |
| 4 | -10 | 20 | 纵向 | 10461036 | 10101000 | 19.319.6 | 53.051.4 | -- | |
| 技术指标 | - | - | 纵向(T-L) | 980～1180 | - | ≥10 | ≥25 | ≥29.5 | ≥44 |
Claims (3)
1、一种钛合金准β锻造工艺，它所适用的钛合金类型为近α型钛合金、α-β型钛合金和近β型钛合金，其特征在于该工艺包括以下各步骤：
(1)、钛合金坏料的预热保温，将钛合金坯料放在电阻炉中预热，预热温度为β相变点(Tβ)以下20～40℃，即Tβ-(20～40)℃，炉子到达预热温度后计算保温时间，保温时间t(min)＝η×δmax，δmax(mm)为坯料的最大截面厚度，η为加热系数，坯料的预热加热系数η的取值为0.4～0.7；
(2)、该项步骤可以由以下两种方式实现：
A.将经步骤(1)预热保温后的坏料随炉升温至Tβ-10℃～Tβ+20℃后计算保温时间，保温时间t(min)的计算公式同步骤(1)的一致，但加热系数η的取值为0.1～0.5；
B.坏料不经步骤(1)预热保温，而是将其直接放在电阻炉中按上述步骤A直接升温至Tβ-10℃～Tβ+20℃后计算保温时间，保温时间t(min)的计算公式同步骤(1)的一致，但加热系数η的取值为≥0.6；
(3)、将上述在预定温度加热并达到预定的保温时间后的坏料进行锻造、模锻或轧制，锻后迅速水冷或空冷。
2.根据权利要求1所述的钛合金准β锻造工艺，其特征在于：电阻炉内有效工作区的最大温度偏差不大于±10℃，坯料在炉温到达预热温度后装炉，摆放在有效工作区内。
3.根据权利要求1所述的钛合金准β锻造工艺，其特征在于：上述步骤(2)中的加热温度为Tβ～Tβ+10℃。
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