RU2811632C1 - METHOD OF VACUUM ARC FINAL REMELTING OF Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo TITANIUM ALLOY INGOTS - Google Patents
METHOD OF VACUUM ARC FINAL REMELTING OF Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo TITANIUM ALLOY INGOTS Download PDFInfo
- Publication number
- RU2811632C1 RU2811632C1 RU2023119620A RU2023119620A RU2811632C1 RU 2811632 C1 RU2811632 C1 RU 2811632C1 RU 2023119620 A RU2023119620 A RU 2023119620A RU 2023119620 A RU2023119620 A RU 2023119620A RU 2811632 C1 RU2811632 C1 RU 2811632C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- stage
- ingot
- operating current
- arc
- melting
- Prior art date
Links
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 17
- 229910001069 Ti alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 9
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims abstract description 29
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims abstract description 29
- 229910001338 liquidmetal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 21
- 230000007704 transition Effects 0.000 claims abstract description 12
- 238000010309 melting process Methods 0.000 claims abstract description 6
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 5
- 230000001939 inductive effect Effects 0.000 claims abstract description 5
- 238000010891 electric arc Methods 0.000 claims description 6
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 abstract description 16
- 239000000956 alloy Substances 0.000 abstract description 16
- 238000005204 segregation Methods 0.000 abstract description 12
- 238000010313 vacuum arc remelting Methods 0.000 abstract description 10
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 abstract description 9
- 230000007547 defect Effects 0.000 abstract description 7
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 7
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 abstract description 6
- 239000002184 metal Substances 0.000 abstract description 6
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 abstract description 3
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 abstract description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 7
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 7
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 7
- 239000000463 material Substances 0.000 description 5
- 230000008569 process Effects 0.000 description 5
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 5
- 238000005070 sampling Methods 0.000 description 5
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 4
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 4
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 3
- 230000001965 increasing effect Effects 0.000 description 3
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 3
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 3
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 3
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 2
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 2
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 2
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 2
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 2
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 2
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 2
- 230000035515 penetration Effects 0.000 description 2
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 2
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 2
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 2
- QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N Zirconium Chemical compound [Zr] QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 229910052729 chemical element Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 1
- 238000009776 industrial production Methods 0.000 description 1
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 1
- 230000000977 initiatory effect Effects 0.000 description 1
- 239000011265 semifinished product Substances 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 239000007790 solid phase Substances 0.000 description 1
- 238000003892 spreading Methods 0.000 description 1
- 230000007480 spreading Effects 0.000 description 1
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 1
- 238000007669 thermal treatment Methods 0.000 description 1
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 1
- 238000005303 weighing Methods 0.000 description 1
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 1
Abstract
Description
Изобретение относится к специальной электрометаллургии, а именно к вакуумному дуговому переплаву высокореакционных металлов и сплавов, и может быть использовано при выплавке слитков из титановых сплавов.The invention relates to special electrometallurgy, namely to vacuum arc remelting of highly reactive metals and alloys, and can be used in the smelting of ingots from titanium alloys.
В настоящее время в промышленности широко используется (α+β)-титановый сплав Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo (Ti-6246), который характеризуется высокой прочностью при повышенных температурах. Сплав используется для изготовления деталей газотурбинных двигателей, работающих при температурах до 450°C, таких как диски и лопатки компрессора, крыльчатки.Currently, (α+β)-titanium alloy Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo (Ti-6246), which is characterized by high strength at elevated temperatures, is widely used in industry. The alloy is used for the manufacture of parts of gas turbine engines operating at temperatures up to 450°C, such as compressor disks and blades, impellers.
Известно, что для многих высоколегированных титановых сплавов, содержащих в своем составе элементы, склонные к ликвации, существует проблема образования в процессе вакуумно-дуговой выплавки слитков дефектов литейного происхождения, в частности ликвационных неоднородностей. Основными легирующими элементами сплава Ti-6246 являются алюминий, олово, цирконий и молибден. По сравнению с титаном, алюминий и олово являются элементами с более низкой температурой плавления, которые улетучиваются в процессе вакуумно-дугового переплава. Также в сплаве содержится 6% молибдена, температура плавления которого выше температуры плавления титана практически на 1000°С, а плотность молибдена более чем в 2 раза выше плотности титана, что создает предпосылки возникновения высокоплотных металлургических включений. При этом общее количество легирующих элементов в этом сплаве достигает 18%. Все эти факторы в условиях вакуумно-дугового переплава слитков указанного сплава способствуют образованию зональной ликвации. Вышеотмеченное несоответствие может приводить к отличию физико-механических свойств различных зон полуфабрикатов при деформации, что в результате может привести к разноструктурности как в макро-, так и в микромасштабе, т. е. в пределах отдельных зерен. Даже корректно выбранные режимы термомеханической и термической обработок не могут в полной мере уменьшить уровень макроликвации и обеспечить достаточно однородную структуру и механические свойства материала. В слитках из сплава Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo зачастую может присутствовать зональная ликвация по сечению всего слитка, а также «древовидная» структура, являющейся аналогичным дефектом структуры стального слитка «светлый контур» (Ф.И. Швед, Слиток вакуумного дугового переплава, Челябинск, 2009г, с.323). Однако, в отличие от сталей, для титановых сплавов характерны чередующиеся светлые и темные линии различной травимости, связанные с значительными отклонениями содержания легирующих элементов, что вызывает существенную разницу в свойствах металла слитков, которая весьма негативно отражается на качестве изготовляемого материала, особенно роторного назначения. Появление указанных неоднородностей, прежде всего, связано с режимами окончательного переплава слитка. Для разработки технологии вакуумного дугового переплава необходимо устанавливать взаимосвязь между параметрами переплава, технологическими параметрами получаемого слитка сплава (ковкость, технологическая пластичность и т.п.) и возможными дефектами литой структуры. Поэтому вопросы выплавки качественных слитков из высоколегированного сплава Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo в условиях промышленного производства имеют важное значение среди актуальных проблем материаловедения титана и сплавов на его основе.It is known that for many high-alloy titanium alloys containing elements prone to segregation, there is a problem of the formation of defects of casting origin, in particular segregation inhomogeneities, during the vacuum-arc melting of ingots. The main alloying elements of Ti-6246 alloy are aluminum, tin, zirconium and molybdenum. Compared to titanium, aluminum and tin are lower melting point elements that are volatilized during the vacuum arc remelting process. The alloy also contains 6% molybdenum, the melting point of which is almost 1000°C higher than the melting point of titanium, and the density of molybdenum is more than 2 times higher than the density of titanium, which creates the prerequisites for the formation of high-density metallurgical inclusions. Moreover, the total amount of alloying elements in this alloy reaches 18%. All these factors, under conditions of vacuum-arc remelting of ingots of this alloy, contribute to the formation of zonal segregation. The above-mentioned discrepancy can lead to differences in the physical and mechanical properties of different zones of semi-finished products during deformation, which can result in different structures both on the macro- and microscale, i.e., within individual grains. Even correctly selected thermomechanical and thermal treatment modes cannot fully reduce the level of macrosegregation and ensure a sufficiently homogeneous structure and mechanical properties of the material. In ingots made from the Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo alloy, there may often be zonal segregation across the cross section of the entire ingot, as well as a “tree-like” structure, which is a similar defect in the structure of the “light contour” steel ingot (F.I. Shved, Vacuum arc ingot remelting, Chelyabinsk, 2009, p. 323). However, unlike steels, titanium alloys are characterized by alternating light and dark lines of varying etchability, associated with significant deviations in the content of alloying elements, which causes a significant difference in the properties of the ingot metal, which has a very negative impact on the quality of the manufactured material, especially for rotor applications. The appearance of these inhomogeneities is primarily associated with the conditions of the final remelting of the ingot. To develop technology for vacuum arc remelting, it is necessary to establish a relationship between the remelting parameters, the technological parameters of the resulting alloy ingot (ductility, technological plasticity, etc.) and possible defects in the cast structure. Therefore, the issues of smelting high-quality ingots from the high-alloy Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo alloy under industrial production conditions are of great importance among the current problems of materials science of titanium and alloys based on it.
Известен способ окончательного вакуумного дугового переплава в процессе получения слитков из сплава TC19 (Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo), при этом плавку ведут при остаточном давлении менее 5 Па, величине тока дуги 23-28 кА и напряжении 23-40 В (Патент CN113493875, МПК B22D7/00; С22В9/20; С22В9/22; C22C1/03, публ. 27.10.2002)- прототип.There is a known method of final vacuum arc remelting in the process of producing ingots from the TC19 alloy (Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo), while melting is carried out at a residual pressure of less than 5 Pa, an arc current of 23-28 kA and a voltage of 23-40 V ( Patent CN113493875, IPC B22D7/00; S22B9/20; S22B9/22; C22C1/03, publ. 10/27/2002) - prototype.
Технологические режимы переплава, используемые в прототипе, не позволяют гарантировать качество слитка в отношении отсутствия химических неоднородностей.The technological remelting modes used in the prototype do not guarantee the quality of the ingot in terms of the absence of chemical inhomogeneities.
Задачей, на решение которой направлено изобретение, является разработка режимов окончательного вакуумного дугового переплава, позволяющих улучшить качество выплавляемых слитков.The problem to be solved by the invention is the development of final vacuum arc remelting modes that make it possible to improve the quality of smelted ingots.
Техническим результатом, достигаемым при осуществлении изобретения, является получение структуры слитка, ограничивающей образование локальных химических неоднородностей, в частности зональной ликвации и ликвационных дефектов в виде «древовидной» структуры.The technical result achieved by implementing the invention is to obtain an ingot structure that limits the formation of local chemical inhomogeneities, in particular zonal segregation and segregation defects in the form of a “tree-like” structure.
Указанный технический результат достигается тем, что в способе вакуумного дугового окончательного переплава слитков из титанового сплава марки Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo, включающем подготовку литого расходуемого электрода к плавлению, начальный период плавления, состоящий из стадии прогрева нижнего торца расходуемого электрода и стадии наведения ванны жидкого металла, основной период плавления, состоящий из стадии перехода на рабочий ток и стадии стационарного режима рабочего тока, и окончание процесса плавления - выведение усадочной раковины, согласно изобретению стадию наведения ванны жидкого металла осуществляют при силе тока дуги 15…18 кА, при этом стадию перехода на рабочий ток завершают по достижению глубины жидкой ванны металла 300…500 мм. На стадии стационарного режима рабочего тока слиток плавят с поддержанием дугового зазора в интервале 20…50 мм. На стадии стационарного режима рабочего тока на электрическую дугу и на поверхность ванны жидкого металла воздействуют знакопеременным аксиальным магнитным полем с напряженностью 1,5×103…5,5×103 А/м. Переплавом получают слиток диаметром не более 870 мм.The specified technical result is achieved by the fact that in the method of vacuum arc final remelting of ingots from titanium alloy of the Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo brand, including preparing the cast consumable electrode for melting, the initial melting period, consisting of the stage of heating the lower end of the consumable electrode and the stage induction of the liquid metal bath, the main melting period, consisting of the stage of transition to the operating current and the stage of the stationary mode of the operating current, and the end of the melting process - removal of the shrinkage cavity, according to the invention, the stage of induction of the liquid metal bath is carried out at an arc current strength of 15...18 kA, at In this case, the stage of transition to operating current is completed when the depth of the liquid metal bath reaches 300...500 mm. At the stage of stationary operating current mode, the ingot is melted while maintaining the arc gap in the range of 20...50 mm. At the stage of the stationary operating current mode, the electric arc and the surface of the liquid metal bath are exposed to an alternating axial magnetic field with a strength of 1.5×10 3 ...5.5×10 3 A/m. Remelting produces an ingot with a diameter of no more than 870 mm.
Высокое качество слитка, получаемого методом вакуумного дугового переплава, во многом определяется особыми условиями формирования слитка при затвердевании. Затвердевание слитка при вакуумном дуговом переплаве происходит при непрерывном поступлении на поверхность жидкой ванны капель металла с торца плавящегося электрода. Одновременно поверхность жидкой ванны обогревается электрической дугой, а сам слиток интенсивно охлаждается с боковой поверхности стенками водоохлаждаемого кристаллизатора, а со дна - водоохлаждаемым поддоном. Одновременно поверхность жидкой ванны обогревается электрической дугой, а сам слиток охлаждается с боковой поверхности стенками водоохлаждаемого кристаллизатора, а со дна - водоохлаждаемым поддоном.The high quality of the ingot produced by vacuum arc remelting is largely determined by the special conditions for the formation of the ingot during solidification. Solidification of the ingot during vacuum arc remelting occurs with the continuous flow of metal drops onto the surface of the liquid bath from the end of the consumable electrode. At the same time, the surface of the liquid bath is heated by an electric arc, and the ingot itself is intensively cooled from the side surface by the walls of a water-cooled crystallizer, and from the bottom by a water-cooled pan. At the same time, the surface of the liquid bath is heated by an electric arc, and the ingot itself is cooled from the side surface by the walls of a water-cooled crystallizer, and from the bottom by a water-cooled tray.
Авторами установлено, что появление в слитке дефектов в виде «древовидной структуры» вызывается длительной остановкой затвердевания за счет интенсивного поступления перегретого жидкого металла в ванну, и, соответственно, образованию вертикальных участков фронта затвердевания, способствующих созданию условий для обеднения твердой фазы ликвирующими примесями. Комплексной величиной, характеризующей время пребывания металла в двухфазной зоне, т.е. за которое металл из жидкого состояние переходит в твердое, является время локального затвердевания. С увеличением времени локального затвердевания увеличивается время для развития ликвационных процессов, тем самым увеличивая степень ликвации. Для сокращения ликвационных неоднородностей при переплаве слитков из сплава Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo следует уменьшать протяженность двухфазной зоны и глубину жидкой ванны. Получение ванны жидкого металла с малой глубиной благоприятно влияет на формирование структуры слитка, однако при этом снижается производительность процесса. Поэтому авторами разработаны значения технологических режимов переплава, при которых достигается улучшение качества внутреннего строения слитка с оптимальной производительностью процесса.The authors found that the appearance of defects in the form of a “tree-like structure” in the ingot is caused by a long stop in solidification due to the intensive entry of superheated liquid metal into the bath, and, accordingly, the formation of vertical sections of the solidification front, which contribute to the creation of conditions for the depletion of the solid phase in liquid impurities. A complex quantity characterizing the residence time of the metal in the two-phase zone, i.e. During which the metal passes from the liquid state to the solid state, is the time of local solidification. With an increase in the time of local solidification, the time for the development of segregation processes increases, thereby increasing the degree of segregation. To reduce segregation inhomogeneities during remelting of Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo alloy ingots, the length of the two-phase zone and the depth of the liquid bath should be reduced. Obtaining a liquid metal bath with a shallow depth has a beneficial effect on the formation of the ingot structure, but this reduces the productivity of the process. Therefore, the authors have developed the values of technological remelting modes, at which an improvement in the quality of the internal structure of the ingot with optimal process performance is achieved.
Способ реализуется следующим образом.The method is implemented as follows.
Расходуемый электрод, являющийся слитком первого переплава, загружают в кристаллизатор вакуумной дуговой печи. После загрузки и центровки электрода осуществляют его присоединение к электрододержателю. Печь вакуумируют, включают источник питания. Задают величину силы тока и дугового зазора (межэлектродного промежутка) для зажигания дуги. В начальный период плавления после возбуждения дугового разряда между торцом расходуемого электрода и поддоном кристаллизатора осуществляют кратковременный прогрев нижнего торца электрода на малом токе. После чего значение силы тока поднимают до 15…18 кА и проводят наведение ванны жидкого металла. Указанный интервал силы тока обеспечивает стабильность процесса плавления с получением ванны жидкого металла минимальной глубины, которая не образует вертикальных участков фронта затвердевания, и дает возможность получить требуемую высоту слитка перед основным периодом. Основной период плавления включает две стадии: стадию перехода на рабочий ток и стадию стационарного режима рабочего тока. На стадии перехода осуществляют постепенное снижение силы тока дуги до рабочих значений. Для исключения образования вертикальных участков фронта кристаллизации слитка стадию перехода на рабочий ток завершают по достижению расчётной глубины ванны жидкого металла 300…500 мм, что в совокупности позволяет сохранять глубину жидкой ванны металла постоянной в течение всей стадии стационарного режима рабочего тока. Кроме того, интервал расчетной глубины ванны на стадии стационарного режима определяется соответствующим диапазоном силы тока дуги, что позволяет избежать контрагированного режима горения дуги c установлением диффузного режима горения дуги, который способствует снижению степени радиальной макроликвации и улучшению проплава боковой поверхности слитка. На стадии стационарного режима рабочего тока на электрическую дугу и поверхность ванны жидкого металла воздействуют знакопеременным аксиальным магнитным полем с напряженностью 1,5×103…5,5×103А/м, что также благоприятствует проплаву поверхностных слоев слитка.The consumable electrode, which is the ingot of the first remelt, is loaded into the crystallizer of a vacuum arc furnace. After loading and centering the electrode, it is connected to the electrode holder. The oven is evacuated and the power source is turned on. Set the magnitude of the current and arc gap (interelectrode gap) for igniting the arc. In the initial period of melting, after the initiation of an arc discharge between the end of the consumable electrode and the mold pan, the lower end of the electrode is briefly heated at a low current. After which the current value is raised to 15...18 kA and a bath of liquid metal is created. The specified current range ensures the stability of the melting process with the production of a liquid metal bath of minimum depth, which does not form vertical sections of the solidification front, and makes it possible to obtain the required height of the ingot before the main period. The main melting period includes two stages: the stage of transition to the operating current and the stage of the stationary mode of the operating current. At the transition stage, the arc current is gradually reduced to operating values. To eliminate the formation of vertical sections of the crystallization front of the ingot, the stage of transition to the operating current is completed upon reaching the calculated depth of the liquid metal bath of 300...500 mm, which together makes it possible to maintain the depth of the liquid metal bath constant throughout the entire stage of the stationary operating current mode. In addition, the interval of the calculated bath depth at the stage of the stationary mode is determined by the corresponding range of arc current strength, which makes it possible to avoid a contracted arc burning mode with the establishment of a diffuse arc burning mode, which helps to reduce the degree of radial macroliquation and improve the penetration of the side surface of the ingot. At the stage of the stationary operating current mode, the electric arc and the surface of the liquid metal bath are exposed to an alternating axial magnetic field with a strength of 1.5×10 3 ...5.5×10 3 A/m, which also favors the penetration of the surface layers of the ingot.
Стадия стационарного режима рабочего тока в достаточной степени должна представлять собой квазистационарный процесс, сопровождающийся равенством скоростей плавки и кристаллизации. Соответственно, для нормального течения плавки необходима стабильность электрического режима и устойчивость величины задаваемого дугового зазора. Поэтому стадию стационарного режима рабочего тока осуществляют с поддержанием величины дугового зазора в интервале 20…50 мм, что стабилизирует горение дуги за счет уменьшения искривления линий тока и повышения симметричности растекания тока по площади ванны жидкого металла слитка. После завершения стадии стационарного режима рабочего тока переходят к окончанию процесса плавления - выведению усадочной раковины, постепенно снижают силу тока дуги и уменьшают дуговой зазор, затем плавку прекращают, осуществляют охлаждение слитка и выгрузку его из печи.The stage of the stationary operating current mode should sufficiently represent a quasi-stationary process, accompanied by equality of melting and crystallization rates. Accordingly, for the normal flow of melting, stability of the electrical mode and stability of the value of the specified arc gap are necessary. Therefore, the stage of the stationary operating current mode is carried out while maintaining the arc gap in the range of 20...50 mm, which stabilizes the arc by reducing the curvature of the current lines and increasing the symmetry of the current spreading over the area of the liquid metal bath of the ingot. After completing the stage of the stationary mode of the operating current, they proceed to the end of the melting process - removing the shrinkage cavity, gradually reduce the arc current and reduce the arc gap, then stop the melting, cool the ingot and unload it from the furnace.
Изобретение поясняется чертежом. На фиг.1 приведены параметры плавления электрода в качестве схемы диаграммы силы тока дуги (I, кА) в течение времени плавки (τ, мин). На диаграмме показаны интервалы режимов плавления: а - начальный период плавления, состоящий из а1- стадии прогрева торца расходуемого электрода и а2- стадии наведения ванны жидкого металла, б - основной период плавления, состоящий из б1 -стадии перехода на рабочий ток и б2 - стадии стационарного режима рабочего тока, в - окончание процесса плавления - режим выведения усадочной раковины.The invention is illustrated by the drawing. Figure 1 shows the melting parameters of the electrode as a diagram of the arc current strength (I, kA) during the melting time (τ, min). The diagram shows the intervals of melting modes: a - the initial melting period, consisting of a 1 - the stage of heating the end of the consumable electrode and a 2 - the stage of inducing a bath of liquid metal, b - the main melting period, consisting of b 1 - the stage of transition to the operating current and b 2 - stages of the stationary operating current mode, c - the end of the melting process - the mode of removing the shrinkage cavity.
Промышленная применимость изобретения подтверждается примером конкретного его выполнения.The industrial applicability of the invention is confirmed by an example of its specific implementation.
Для изготовления кованых биллетов из сплава Ti-6246 диаметром 305 мм выплавляли слиток массой 4500 кг методом тройного вакуумно-дугового переплава. Плавку осуществляли в вакуумной дуговой электрической печи ДТВ-8,7-Г10. Первому переплаву подвергали прессованный расходуемый электрод с получением литого расходуемого электрода. На втором переплаве переплавляли слиток первого переплава. Третий, окончательный переплав проводили следующим образом. Литой электрод загружали в кристаллизатор диаметром 870 мм. Печь отвакуумировали, включили источник питания. В начальном периоде плавления зажигали дугу и выполняли прогрев нижнего торца электрода на требуемом токе в течение заданного времени. После этого ток увеличивали до 16 кА и наводили ванну жидкого металла. Далее, в основном периоде плавления, на стадии перехода к рабочему току, силу тока дуги постепенно снижали по разработанному алгоритму до рабочей величины. При окончании стадии перехода на рабочий ток расчётная глубина жидкой ванны составила 390 мм. Далее осуществляли стадию стационарного режима рабочего тока. На указанной стадии дуговой зазор поддерживали в интервале значений 25…35 мм. Во время стационарного режима рабочего тока осуществляли регулирование дугового зазора посредством управляющего сигнала с использованием вольт-линейной характеристики дуги и корректировки скорости движения плавящегося электрода. После 9 часов плавления на стадии стационарного режима рабочего тока переходили на режим выведения усадочной раковины. После проведения режима выведения усадочной раковины печь отключали и осуществляли охлаждение слитка в среде инертных газов. После окончания плавки и остывания слитка осуществляли вскрытие печи. Был получен слиток требуемого качества с хорошо проплавленной поверхностью. Химический состав слитка, приведенный в таблице 1, в полной мере соответствовал требованиям нормативной документации.To produce forged billets from Ti-6246 alloy with a diameter of 305 mm, an ingot weighing 4500 kg was smelted using triple vacuum-arc remelting. Melting was carried out in a vacuum arc electric furnace DTV-8.7-G10. The pressed consumable electrode was first remelted to produce a cast consumable electrode. In the second remelting, the ingot from the first remelting was remelted. The third, final remelting was carried out as follows. The cast electrode was loaded into a crystallizer with a diameter of 870 mm. The oven was evacuated and the power source was turned on. In the initial period of melting, the arc was ignited and the lower end of the electrode was heated at the required current for a specified time. After this, the current was increased to 16 kA and a bath of liquid metal was induced. Further, in the main melting period, at the stage of transition to the operating current, the arc current was gradually reduced according to the developed algorithm to the operating value. At the end of the transition to operating current, the calculated depth of the liquid bath was 390 mm. Next, the stage of stationary operating current mode was carried out. At this stage, the arc gap was maintained in the range of 25...35 mm. During the stationary operating current mode, the arc gap was regulated by means of a control signal using the volt-linear characteristics of the arc and adjusting the speed of movement of the consumable electrode. After 9 hours of melting at the stage of stationary operating current mode, we switched to the mode of removing the shrinkage cavity. After carrying out the mode of removing the shrinkage cavity, the furnace was turned off and the ingot was cooled in an environment of inert gases. After finishing the melting and cooling of the ingot, the furnace was opened. An ingot of the required quality with a well-melted surface was obtained. The chemical composition of the ingot, given in Table 1, fully complied with the requirements of regulatory documentation.
Из слитка методами обработки давлением изготовлены биллеты диаметром 305 мм в количестве 3 штук. На полученных биллетах производили отделочные операции, резку на готовый размер, отбор образцов, испытания механических свойств и исследование структуры.Billets with a diameter of 305 mm in the amount of 3 pieces were made from the ingot using pressure treatment methods. Finishing operations, cutting to finished size, sampling, testing of mechanical properties and structure research were carried out on the received tickets.
Полученные результаты исследования изготовленных биллетов приведены в таблицах 2,3. В табл. 2 приведены значения температуры полиморфного превращения (Тпп), определенной на биллетах металлографическим способом. Отсутствие колебаний значений температуры полиморфного превращения свидетельствует об однородности распределения легирующих элементов по сечению слитка.The results of the study of manufactured tickets are shown in tables 2 and 3. In table Table 2 shows the values of the polymorphic transformation temperature (Tpt), determined on the bills using a metallographic method. The absence of fluctuations in the temperature of the polymorphic transformation indicates the uniformity of the distribution of alloying elements over the cross section of the ingot.
Для контроля макроструктуры от биллетов были отобраны поперечные темплеты и термически обработаны в лабораторных условиях при Тпп+30°С в течение 2-х часов. Макроструктура после термообработки всех исследованных темплетов соответствует требованиям нормативной документации. «Древовидная» структура не обнаружена.To control the macrostructure, transverse templates were selected from the billets and thermally treated in laboratory conditions at Tpp + 30°C for 2 hours. The macrostructure after heat treatment of all studied templates meets the requirements of regulatory documentation. No tree structure was found.
Дополнительно на биллетах определен химический состав материала для оценки однородности распределения химических элементов по высоте в зонах, соответствующих зонам слитка. Контроль химического состава материала показал высокий уровень однородности распределения по сечению и расположению биллетов (см. табл. 3).Additionally, the chemical composition of the material is determined on the tickets to assess the uniformity of the distribution of chemical elements along the height in the zones corresponding to the zones of the ingot. Control of the chemical composition of the material showed a high level of uniformity of distribution over the cross section and location of the billets (see Table 3).
Таким образом, предлагаемый способ, по сравнению с известными, позволяет минимизировать наличие ликвационных дефектов при получении слитков, в том числе крупногабаритных, из титанового сплава марки Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo.Thus, the proposed method, in comparison with the known ones, makes it possible to minimize the presence of segregation defects when producing ingots, including large ones, from titanium alloy Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo.
Claims (4)
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2811632C1 true RU2811632C1 (en) | 2024-01-15 |
Family
ID=
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2244029C2 (en) * | 2003-02-26 | 2005-01-10 | ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение | Method of production of ingots |
| WO2019026251A1 (en) * | 2017-08-03 | 2019-02-07 | 新日鐵住金株式会社 | Titanium block, method for producing same, and titanium slab |
| CN108359808B (en) * | 2018-04-30 | 2019-10-11 | 西部钛业有限责任公司 | The method that big specification TC4 titan alloy casting ingot is prepared using high proportion titanium defective material |
| RU2749010C1 (en) * | 2020-05-27 | 2021-06-02 | Публичное Акционерное Общество "Корпорация Всмпо-Ависма" | Method for vacuum arc final remelting of titanium alloy ingots of vt3-1 brand |
| CN113493875B (en) * | 2021-05-08 | 2022-05-31 | 中国科学院金属研究所 | Preparation method of TC19 alloy ingot with high metallurgical quality |
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2244029C2 (en) * | 2003-02-26 | 2005-01-10 | ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение | Method of production of ingots |
| WO2019026251A1 (en) * | 2017-08-03 | 2019-02-07 | 新日鐵住金株式会社 | Titanium block, method for producing same, and titanium slab |
| CN108359808B (en) * | 2018-04-30 | 2019-10-11 | 西部钛业有限责任公司 | The method that big specification TC4 titan alloy casting ingot is prepared using high proportion titanium defective material |
| RU2749010C1 (en) * | 2020-05-27 | 2021-06-02 | Публичное Акционерное Общество "Корпорация Всмпо-Ависма" | Method for vacuum arc final remelting of titanium alloy ingots of vt3-1 brand |
| CN113493875B (en) * | 2021-05-08 | 2022-05-31 | 中国科学院金属研究所 | Preparation method of TC19 alloy ingot with high metallurgical quality |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US20220119931A1 (en) | Preparation method of nickel-based wrought superalloy wheel disk forgings used at high temperature | |
| RU2716967C2 (en) | Alloy melting and refining method | |
| US8668760B2 (en) | Method for the production of a β-γ-TiAl base alloy | |
| RU2672651C1 (en) | Method of producing heat-resistant superalloy hn62bmktyu on nickel based | |
| Bomberger et al. | The melting of titanium | |
| CN111455219A (en) | Electron beam cold hearth smelting method for nickel-based alloy | |
| CN103526038A (en) | Electroslag remelting production method of high-strength high-plasticity TWIP (Twinning Induced Plasticity) steel | |
| RU2811632C1 (en) | METHOD OF VACUUM ARC FINAL REMELTING OF Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo TITANIUM ALLOY INGOTS | |
| JP7292211B2 (en) | Superalloy manufacturing method | |
| RU2753105C1 (en) | Method for the production of products from heat-resistant nickel-based alloys containing more than 30% strengthening g'-phase | |
| RU2392338C1 (en) | Method of heat-resistant nickel-based cast alloy obtainment | |
| KR20160071949A (en) | Slag for electro slag remelting and the method for preparing ingot using the same | |
| RU2749010C1 (en) | Method for vacuum arc final remelting of titanium alloy ingots of vt3-1 brand | |
| RU2274671C1 (en) | Method of production of the carbon-free casting high-temperature alloys | |
| RU2792907C1 (en) | METHOD OF VACUUM ARC FINAL REMELTING OF TITANIUM ALLOY INGOTS OF Ti-10V-2Fe-3Al GRADE | |
| RU2672609C1 (en) | Method of recovery and activation of substandard waste for nickel-based alloys | |
| RU2719051C1 (en) | Method of semi-finished products production from heat-resistant alloy h25n45v30 | |
| CN112317705B (en) | Ingot mold, smelting system and production method of large-ingot-shaped alloy ingot | |
| RU2770807C1 (en) | Method for producing blanks from low-alloy copper-based alloys | |
| RU2716326C1 (en) | Method of obtaining high-alloy heat resistant alloys on nickel base with titanium and aluminium content in narrow range | |
| RU2821981C1 (en) | Method of making shafts from maraging steel | |
| JP2003340560A (en) | Method and apparatus for manufacturing active metal ingot | |
| CN115491615B (en) | High-temperature alloy large-specification consumable ingot and preparation method thereof | |
| CN114346180B (en) | Method for controlling mosaic defects of single crystal high-temperature alloy blade | |
| RU2778039C1 (en) | Method for modifying the structure of cast blanks from antifriction bronze for diffusion welding with steel (options) |