CN115747689B - Ti-1350超高强钛合金大规格棒材高塑性锻造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及钛合金锻造技术领域，公开了一种Ti‑1350超高强钛合金大规格棒材高塑性锻造方法，通过开坯锻造、β晶粒循环再结晶细化与均匀化、初生α相球化与均匀化、成品锻造这些步骤来实现的。本申请充分利用两相区预变形+热料回炉单相区静态再结晶的方式解决Ti‑1350钛合金β晶粒均匀化问题，同时结合再结晶晶粒尺寸/均匀性与两相区预变形量、坯料截面尺寸、再结晶温度、再结晶保温时间的关系，通过设计梯度循环再结晶工艺，并结合不同温度条件下合金再结晶形核长大规律，设计不同的再结晶保温时间，可将β晶粒细化至小于1mm，且因β晶粒细化过程中未进行锻造变形，避免了因锻造的不均匀性导致的变形流线和β晶粒尺寸的不均匀性。

Description

Ti-1350超高强钛合金大规格棒材高塑性锻造方法

技术领域

本发明涉及钛合金锻造技术领域，具体涉及一种Ti-1350超高强钛合金大规格棒材高塑性锻造方法。

背景技术

高强韧近β型钛合金不仅具有比强度高、淬透性好、耐腐蚀性能优良等特点，同时易于塑性加工成型，并且可通过热处理强化实现优异的强度-塑性-韧性匹配，因而被广泛应用于航空航天领域，用于制造飞机起落架、框、梁等大型承力构件。随着武器装备换代升级，为满足新一代飞机和航空发动机对长寿命和高减重的设计需求，对高强韧钛合金材料性能也提出了更高要求。

Ti-1350钛合金是我国近年针对国内新一代飞行器发展需求研制的超高强韧近β钛合金，为满足设计需求，要求大规格棒材室温强度达到1350MPa级别的同时，横向延伸率大于5%。

CN20171025920085公开了一种生产φ200mm以上大规格Ti1350合金棒材的锻造方法，具体是在β相转变温度以上进行三墩三拔的开坯锻造、再在β转变温度以上进行三墩三拔、在β转变温度以上进行换向墩拔、在β转变温度以下进行一墩一拔、β相转变温度以上进行墩拔变形、β相转变温度以上扁方墩拔变形并大小面互换、β相转变温度以上进行墩拔变形、β相转变温度以下墩拔变形、β相转变温度以上拔长锻造、最后在β相转变温度以下进行成品的拔长整形锻造。上述锻造方法是以单相区墩拔变形为主，并穿插使用两相区墩拔变形，个别火次使用扁方墩拔变形方式，从而提高坯料心部的锻透性，获得扭曲的β晶界组织，并通过控制单相区墩拔变形的加热制度和道次变形量，获得细针状的α相，提高材料的断裂韧性值。但这种方法在晶粒细化到一定程度时，无法进一步细化β晶粒，且因锻造变形本身是不均匀的，α相无法得以充分球化，合金塑性有待提高。

发明内容

针对上述现有技术存在的不足，本发明的目的是提供一种Ti-1350超高强钛合金大规格棒材高塑性锻造方法，该方法能够制备出强度达到1350MPa级别的同时，塑性仍具有较大富余量的Ti-1350超高强钛合金大规格棒材，切实解决Ti-1350超高强钛合金塑性富余量不足的问题。

为实现上述目的，本发明采用的技术方案是：一种Ti-1350超高强钛合金大规格棒材高塑性锻造方法，通过开坯锻造、β晶粒循环再结晶细化与均匀化、初生α相球化与均匀化、成品锻造这些步骤来实现的，具体如下：

步骤1）、开坯锻造：

将Φ650~Φ800mm的Ti-1350钛合金铸锭加热至β转变温度以上300~400℃，出炉后进行滚圆整形，滚圆压下量控制在30~50mm，随后进行2镦2拔变形，其中镦粗变形量控制在35~45%；

铸态组织的热加工塑性通常较差，且Ti-1350的合金化元素高达20%，为提高铸锭成分均匀性，成品熔炼会采用小电流浅熔池进行熔炼，造成铸锭表面存在较多冷隔层和皮下气孔。本申请通过大量实验发现，在对铸锭进行大变形镦拔锻造前，先采用30~50mm的压下量对铸锭进行预变形，一方面可明显提升铸锭的热加工塑性，另一方面，通过对表面进行快速滚圆整形，可将铸锭表面残留的冷隔层和皮下气孔锻闭合，大幅提升锻坯表面质量，进一步减少开裂，提高成材率。

步骤2）、β晶粒循环再结晶细化与均匀化：

步骤2.1：将步骤1）完成的锻坯在β转变温度以下30~50℃进行1镦1拔变形，镦粗变形量控制在35~40%，将坯料锻至扁方，扁方最小截面尺寸h不超过500mm，锻造完成后热料回炉至β转变温度以上150~180℃进行保温，再结晶保温时间按t=k₁·h进行计算，其中k₁为再结晶保温系数，k₁值控制在0.4 ~0.8min/mm之间，h为坯料最小截面尺寸，保温结束后立刻出炉并空冷至室温；

步骤2.2：将步骤2.1完成的锻坯在β转变温度以下30~50℃进行1镦1拔变形，镦粗变形量控制在30~35%，将坯料锻至四方，锻造完成后热料回炉至β转变温度以上70~100℃进行保温，再结晶保温时间按t=k₂·h进行计算，其中k₂为再结晶保温系数，k₂值控制在0.5~0.9min/mm之间，保温结束后立刻出炉并空冷至室温；

步骤2.3：将步骤2.2完成的锻坯在β转变温度以下30~50℃进行1镦1拔变形，镦粗变形量控制在25~30%，将坯料锻至八方，锻造完成后热料回炉至β转变温度以上30~50℃进行保温，再结晶保温时间按t=k₃·h进行计算，其中k₃为再结晶保温系数，k₃值控制在0.6~1.0min/mm之间，保温结束后立刻出炉并空冷至室温；

步骤3）、初生α相球化与均匀化：

步骤3.1：将步骤2）完成的锻坯在β转变温度以下30~50℃进行6~8火次1镦1拔变形，镦粗变形量控制在30~40%；

步骤3.2：将步骤3.1完成的锻坯在β转变温度以下30~50℃进行1~3火次拔长变形，拔长变形量控制在25~35%；

步骤4）、成品锻造：

将步骤3）完成的坯料在β转变温度以下30~50℃进行1火次滚圆整形锻造，整形变形量控制在15~20%之间，将坯料锻至合适的规格尺寸。

本发明的作用原理如下：

在合金牌号及化学成分配比确定的情况下，影响合金强度与塑性的主要因素是β晶粒尺寸和α相形态分布。通常细化β晶粒尺寸有利于同时提高合金的强度和塑性。而α相的形态分布主要包含初生α相和次生α相的尺寸、形貌及分布，初生α相主要影响合金的塑性，次生α相主要影响合金的强度，且初生α相的形貌主要受变形工艺的影响，次生α相主要受热处理制度的影响。通常合金在两相区累积变形量越大，则初生α相球化越充分，合金的塑性也越好。

传统细化钛合金β晶粒尺寸的方法主要是将钛合金锻坯在单相区或者低高交替进行多火次反复锻造变形，该方法前期能较好的破碎细化铸态晶粒，但当晶粒细化到一定程度后，难以通过增加单相区镦拔锻造火次进一步细化β晶粒，且因锻造变形本身是不均匀的，导致β晶粒的均匀性也相对较差。本申请充分利用两相区预变形+热料回炉单相区静态再结晶的方式解决Ti-1350钛合金β晶粒均匀化问题，同时结合再结晶晶粒尺寸/均匀性与两相区预变形量、坯料截面尺寸、再结晶温度、再结晶保温时间的关系，通过设计梯度循环再结晶工艺，并结合不同温度条件下合金再结晶形核长大规律，设计不同的再结晶保温时间，可将β晶粒细化至小于1mm，且因β晶粒细化过程中未进行锻造变形，避免了因锻造的不均匀性导致的变形流线和β晶粒尺寸的不均匀性，组织细化与均匀化效果均有显著提升，为进一步提升Ti-1350超高强钛合金塑性奠定了基础。

钛合金在完成单相区锻造后，会进入两相区进行适当锻造，以改善合金塑性。钛合金在两相区自然析出的初生α相呈片层状或针片装，随着两相区锻造火次增加，α相逐渐破碎球化，合金塑性也逐渐提高。通常初生α相长宽比≤2即认为完成球化，得到等轴组织，对于常规中强或高强钛合金大规格棒材而言，热处理后合金强度一般不超过1200MPa，普通等轴组织通常具有优良的塑性。对于Ti-1350超高强钛合金大规格棒材，热处理后要求强度达到1350MPa级别，该强度级别下，普通等轴组织棒材横向延伸率仅为3~6%，甚至出现明显的脆断。本申请通过大量实验发现，通过将两相区镦拔锻造火次从2~4火增加至6~8火，同时配合改善变形均匀性措施，可将合金组织从初生α相长宽比≤2的普通等轴组织变为初生α相长宽比＜1.5的球形组织，所有初生α相全部呈均匀的球状，无明显棱角。

优选地，上述步骤1）坯料装炉时，加热保温系数为0.5~0.7min/mm，步骤3）、4）中坯料装炉时，加热保温系数为0.6~0.8min/mm。

本申请通过步骤1）、步骤3）和步骤4）中的加热保温系数是确保坯料心部基本热透（所谓基本热透，是坯料心部温度较边部低5~10℃，在随后锻造过程中心部会产生一定程度温升，以弥补加热过程中心部温度的不足，从而确保锻造过程中坯料整体温度场和变形的均匀性），但坯料整体又不出现明显晶粒长大。Ti-1350合金在相转变温度以下的热传导系数较较相转变温度以上小，因而保温系数比相转变温度以上稍大。保温时间短，坯料心部未热透，因温度场差异造成不同部位变形抗力差距大，加剧变形的不均匀性。保温时间过长造成能耗浪费，且单相区还存在晶粒长大的风险，因而需对保温系数范围进行严格控制。

优选地，上述步骤1）、步骤3）、步骤4）中坯料每火次加热时都采用一段式加热方式，到温装炉，锻造完成后进行空冷处理。一段式加热指的是装炉温度就是保温温度，无需预热，如加热保温温度为1000℃，即可将加热炉温度升至1000℃，加热炉到温后直接将坯料装炉，待炉温重新稳定至1000℃开始计算保温时间。

相较于两段式和三段式加热曲线，一段式加热方式可避免在工程化连续生产时频繁对加热炉进行升温降温，缩短了升降温过程等待时间，大幅提升生产效率，加热炉使用寿命。本申请是结合有限元仿真和大量实验验证摸索出的适用于Ti-1350合金的一段式加热保温系数，相较于传统两段式和三段式加热方式，一段式加热的效果相当，但整体加热时间更短，且避免了频繁升降温过程的等待时间和对加热炉造成的伤害，生产效率可提升20%以上，加热炉使用寿命可提升30%以上。

优选地，上述步骤1）中镦粗锻造速率控制在20~25mm/s，拔长锻造速率控制在25~30mm/s；步骤2、3、4中镦粗锻造速率控制在小3~8mm/s，拔长锻造速率控制在20~25mm/s。

Ti-1350钛合金相转变温度低，变形抗力极大，锻造过程极易因温升造成坯料温度场不均匀，加剧变形不均匀性，温升剧烈时升至出现明显粗晶或过热组织（过热组织主要出现在两相区锻造过程），因而为确保锻造组织均匀性，需对坯料温升进行严格控制。合金本身变形抗力、道次变形量、道次变形速率共同决定了合金的锻造温升程度。镦粗道次变形量较大，而拔长道次变形量通常较小，为提高锻造效率的同时严格控制坯料温升，镦粗速率比拔长速率低；相转变温度以上锻造时变形抗力小，温升相对不严重，且不担心组织过热，而相转变温度以下锻造时变形抗力大，温升严重，当温升接近或超过相转变温度时，会出现过热或过烧组织，造成产品报废。因而相转变温度以下锻造速率控制比相转变温度以上低。本申请中的锻造速率控制是通过大量有限元仿真和实验摸索验证得出的，不同步骤中的锻造速率与锻造温度、道次变形量相匹配。

优选地，上述步骤3.1中每火次锻后将坯料锻至八方。

步骤3.1为两相区锻造，按本申请技术要求，镦粗变形量控制在30~40%范围，镦粗速率控制在3~8mm/s范围，对于大规格锻坯，通常完成镦粗过程需要2~3min，该过程若使用四方或扁方，棱角处极易因温降过快而迅速变暗，加重坯料的不均匀性。八方相较于四方或扁方，坯料四周不存在明显棱角，缓慢镦粗过程中不会出现棱角处因温降过快而迅速变暗的现象，且在相同截面面积下，八方截面尺寸更大，镦粗过程不易出现弯折或双鼓，变形均匀性要优于四方或扁方。

本发明涉及的大规格棒材直径规格≥Φ200mm。

本发明具备的有益效果如下：

按本申请的方法进行锻造工艺优化后，棒材的初生α相球化效果和均匀性均得到改善，合金塑性也得到进一步提升。

附图说明

图1为现有技术方法获得的棒材高倍组织图；

图2为本发明的方法获得的棒材高倍组织图。

具体实施方式

下面结合优选实施例对本发明进行详细阐述，以使本发明的优点和特征能更易于被本领域技术人员理解，从而对本发明的保护范围做出更为清楚明确的界定。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。且文中未详述部分，均按本领域常规方式进行。且下文中：“Φ”指代的是横截面为圆形的坯料的直径；“L”指代的是坯料的长度；t为保温时间（单位min），k为保温系数（单位min/mm），h为坯料最小截面尺寸（单位mm），当给定保温系数时，坯料保温时间t的计算方法为t=k×h。

Ti-1350钛合金Φ200mm以上大规格棒材强度与塑性设计指标要求如表1所示：

材料：Ti-1350钛合金，相变点：840℃，铸锭规格为Φ680×Lmm，单锭重约2.4吨，成品棒材规格为Φ350×Lmm。

实施例一

步骤1）：开坯锻造：

将Φ680×~1400mm（这里“~”是“约等于”的意思）的Ti-1350钛合金铸锭加至β转变温度以上300~400℃，采用到温装炉，炉温恢复至设定温度±10℃范围开始计时，保温系数控制在0.5~0.7min/mm范围，保温结束后先进行滚圆整形，滚圆压下量控制在30~50mm，随后进行2镦2拔变形，其中镦粗变形量控制在35~45%，镦粗压下速率控制在20~25mm/s范围，拔长压下速率控制在25~30mm/s范围，锻后空冷。

步骤2）：β晶粒循环再结晶细化与均匀化：

步骤2.1：将步骤1）完成的锻坯加热至β转变温度以下30~50℃，采用到温装炉，炉温恢复至设定温度±10℃范围开始计时，保温系数控制在0.6~0.8min/mm范围，保温结束后出炉进行1镦1拔变形，镦粗变形量控制在35~40%，镦粗压下速率控制在3~8mm/s范围，拔长压下速率控制在20~25mm/s范围，将坯料锻至最小截面尺寸不超过500mm的扁方，锻造完成后热料回炉至β转变温度以上150~180℃进行保温，炉温恢复至设定温度±10℃范围开始计时，再结晶保温时间按t=k₁·h进行计算，其中k₁为再结晶保温系数，k₁值控制在0.4 ~0.8min/mm之间，h为坯料最小截面尺寸，保温结束后立刻出炉并空冷至室温。

步骤2.2：将步骤2.1完成的锻坯加热至β转变温度以下30~50℃，采用到温装炉，炉温恢复至设定温度±10℃范围开始计时，保温系数控制在0.6~0.8min/mm范围，保温结束后出炉进行1镦1拔变形，镦粗变形量控制在30~35%，镦粗压下速率控制在3~8mm/s范围，拔长压下速率控制在20~25mm/s范围，将坯料锻至四方，锻造完成后热料回炉至β转变温度以上70~100℃进行保温，炉温恢复至设定温度±10℃范围开始计时，再结晶保温时间按t=k₂·h进行计算，其中k₂为再结晶保温系数，k₂值控制在0.5~0.9min/mm之间，保温结束后立刻出炉并空冷至室温。

步骤2.3：将步骤2.2完成的锻坯加热至β转变温度以下30~50℃，采用到温装炉，炉温恢复至设定温度±10℃范围开始计时，保温系数控制在0.6~0.8min/mm范围，保温结束后出炉进行1镦1拔变形，镦粗变形量控制在25~30%，镦粗压下速率控制在3~8mm/s范围，拔长压下速率控制在20~25mm/s范围，将坯料锻至八方，锻造完成后热料回炉至β转变温度以上30~50℃进行保温，炉温恢复至设定温度±10℃范围开始计时，再结晶保温时间按t=k₃·h进行计算，其中k₃为再结晶保温系数，k₃值控制在0.6~1.0min/mm之间，保温结束后立刻出炉并空冷至室温。

步骤3）：初生α相球化与均匀化：

步骤3.1：将步骤2完成的锻坯加热至β转变温度以下30~50℃，采用到温装炉，炉温恢复至设定温度±10℃范围开始计时，每火次保温系数控制在0.6~0.8min/mm范围，共进行8火次1镦1拔变形，每火次镦粗变形量控制在30~40%，镦粗压下速率控制在3~8mm/s范围，拔长压下速率控制在20~25mm/s范围，每火次均将坯料锻至八方，随后将坯料空冷至室温。

步骤3.2：将步骤3.1完成的锻坯加热至β转变温度以下30~50℃，采用到温装炉，炉温恢复至设定温度±10℃范围开始计时，保温系数控制在0.6~0.8min/mm范围，共进行2火次拔长变形，拔长变形量控制在25~35%，拔长压下速率控制在20~25mm/s范围，每火次锻后均将坯料空冷至室温。

步骤4）：成品锻造：

将步骤3）完成的坯料在β转变温度以下30~50℃，采用到温装炉，炉温恢复至设定温度±10℃范围开始计时，保温系数控制在0.6~0.8min/mm范围，出炉后进行1火次滚圆整形锻造，整形变形量控制在15~20%之间，整形压下速率控制在20~25mm/s范围，将坯料锻至尺寸约Φ350mm的棒材，锻后空冷。

对比例

步骤1：将规格为Φ680×~1400mm的Ti-1350钛合金铸锭加热至1150℃进行1火次3镦3拔锻造，镦粗变形量控制在30~45%，锻后空冷；

步骤2：将步骤1完成的坯料加热至相转变温度以上50~250℃进行3火次2镦2拔锻造，每火次镦粗变形量控制在30~45%，每火次锻后空冷；

步骤3：将步骤2完成的坯料加热至相转变温度以下30~50℃进行2火次1镦1拔锻造，每火次镦粗变形量控制在30~40%，每火次锻后空冷；

步骤4：将步骤3完成的坯料加热至相转变温度以上50~100℃进行2火次2镦2拔锻造，每火次镦粗变形量控制在30~45%，每火次锻后空冷；

步骤5：将步骤4完成的坯料加热至相转变温度以下30~50℃进行4火次1镦1拔锻造，每火次镦粗变形量控制在30~40%，每火次锻后空冷；

步骤6：将步骤5完成的坯料加热至相转变温度以下30~50℃进行4火次1镦1拔锻造，每火次镦粗变形量控制在30~40%，每火次锻后空冷；

步骤7：将步骤6完成的坯料加热至相转变温度以下30~50℃进行2火次拔长锻造，每火次拔长变形量控制在30~40%，将坯料拔长至截面为八方的坯料，每火次锻后空冷；

步骤8：将步骤7完成的坯料加热至相转变温度以下30~50℃进行1火次滚圆整形锻造，拔长变形量控制在10~20%，将坯料拔长整形成尺寸约Φ350mm的棒材，锻后空冷。

将按上述实施例和对比例两种不同方法锻造完成的棒材切除自由端，随后分别从两批次棒材端头切取Φ350×100mm试样，按825℃/2h，FC至780℃/2h +520℃/8h，AC进行热处理后，得到两批次棒材高倍组织与力学性能分别如图1和表2所示。

从图1对比可知，现有技术方法（即对比例方法）获得的棒材高倍初生α相以等轴组织为主，残留少量短棒状初生α相，按本申请方法锻造棒材初生α相全部呈均匀球状，长宽比均小于1.5。

从表2力学性能对比可知，按对比例方法和本申请方法获得的棒材抗拉强度基本相当，但按本申请方法获得的棒材屈服强度、延伸率以及断面收缩率均明显高于对比例方法。

表 2为 对比例方法与本专利技术方法获得的棒材力学性能对比：

Claims (5)

1.Ti-1350超高强钛合金大规格棒材高塑性锻造方法，其特征于，具体通过如下步骤来实现：

步骤1）、开坯锻造：

将Φ650~Φ800mm的Ti-1350钛合金铸锭加热至β转变温度以上300~400℃，出炉后进行滚圆整形，滚圆压下量控制在30~50mm，随后进行2镦2拔变形，其中镦粗变形量控制在35~45%；

步骤2）、β晶粒循环再结晶细化与均匀化：

步骤2.1：将步骤1）完成的锻坯在β转变温度以下30~50℃进行1镦1拔变形，镦粗变形量控制在35~40%，将坯料锻至扁方，扁方最小截面尺寸h不超过500mm，锻造完成后热料回炉至β转变温度以上150~180℃进行保温，再结晶保温时间按t=k₁·h进行计算，其中k₁为再结晶保温系数，k₁值控制在0.4 ~0.8min/mm之间，h为坯料最小截面尺寸，保温结束后立刻出炉并空冷至室温；

步骤2.2：将步骤2.1完成的锻坯在β转变温度以下30~50℃进行1镦1拔变形，镦粗变形量控制在30~35%，将坯料锻至四方，锻造完成后热料回炉至β转变温度以上70~100℃进行保温，再结晶保温时间按t=k₂·h进行计算，其中k₂为再结晶保温系数，k₂值控制在0.5~0.9min/mm之间，保温结束后立刻出炉并空冷至室温；

步骤2.3：将步骤2.2完成的锻坯在β转变温度以下30~50℃进行1镦1拔变形，镦粗变形量控制在25~30%，将坯料锻至八方，锻造完成后热料回炉至β转变温度以上30~50℃进行保温，再结晶保温时间按t=k₃·h进行计算，其中k₃为再结晶保温系数，k₃值控制在0.6~1.0min/mm之间，保温结束后立刻出炉并空冷至室温；

步骤3）、初生α相球化与均匀化：

步骤3.1：将步骤2）完成的锻坯在β转变温度以下30~50℃进行6~8火次1镦1拔变形，镦粗变形量控制在30~40%；

步骤3.2：将步骤3.1完成的锻坯在β转变温度以下30~50℃进行1~3火次拔长变形，拔长变形量控制在25~35%；

步骤4）、成品锻造：

将步骤3）完成的坯料在β转变温度以下30~50℃进行1火次滚圆整形锻造，整形变形量控制在15~20%之间，将坯料锻至合适的规格尺寸。

2.根据权利要求1所述的Ti-1350超高强钛合金大规格棒材高塑性锻造方法，其特征于，上述步骤1）坯料装炉时，加热保温系数为0.5~0.7min/mm，步骤3）、4）中坯料装炉时，加热保温系数为0.6~0.8min/mm。

3.根据权利要求1所述的Ti-1350超高强钛合金大规格棒材高塑性锻造方法，其特征于，上述步骤1）、步骤3）、步骤4）中坯料每火次加热时都采用一段式加热方式，到温装炉，锻造完成后进行空冷处理。

4.根据权利要求1所述的Ti-1350超高强钛合金大规格棒材高塑性锻造方法，其特征于，步骤1）中镦粗锻造速率控制在20~25mm/s，拔长锻造速率控制在25~30mm/s；步骤2）、步骤3）、步骤4）中镦粗锻造速率控制在小3~8mm/s，拔长锻造速率控制在20~25mm/s。

5.根据权利要求1所述的Ti-1350超高强钛合金大规格棒材高塑性锻造方法，其特征于，步骤3.1中每火次锻后将坯料锻至八方。