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CN102230097A - 一种钛合金棒材的制备方法 - Google Patents

一种钛合金棒材的制备方法 Download PDF

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CN102230097A CN 201110079025 CN201110079025A CN102230097A CN 102230097 A CN102230097 A CN 102230097A CN 201110079025 CN201110079025 CN 201110079025 CN 201110079025 A CN201110079025 A CN 201110079025A CN 102230097 A CN102230097 A CN 102230097A
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陈军
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Abstract

本发明公开了一种钛合金棒材的制备方法，该方法是将制备的TC4-DT钛合金铸锭加热至1150℃～1200℃，然后用快锻机在铸锭的β相区开坯锻造，接着采用电阻炉将锻坯加热至Tβ-50℃～Tβ-20℃后，用快锻机反复镦粗、拔长锻造，再将经锻造后的锻坯在锻造温度为Tβ-70℃～Tβ-40℃的条件下锻造至所需尺寸，得到均匀组织的钛合金棒材，最后对均匀组织的钛合金棒材进行双重退火处理，得到成品钛合金棒材。本发明操作方便、工艺可控性较强，制备的棒材批次稳定性高，重复性好。采用本发明的方法制备的钛合金棒材塑性强，低倍组织合格，具有较高的强度和断裂韧性，以及低的疲劳裂纹扩展速率。

Description

一种钛合金棒材的制备方法
技术领域
本发明属于合金制备技术领域，具体涉及一种钛合金棒材的制备方法。
背景技术
对于中强高损伤容限型钛合金而言，目前国外用量最大的是Ti-6Al-4V ELI(超低间隙)合金。该合金是成熟的典型(α+β)两相钛合金，它是在普通Ti-6Al-4V合金的基础上发展而来的，各国相继研发的历史已有三十余年、并有各自的合金牌号，如美国的UNS R56401、ASTM F468、Grade 23、AMS4930、Ti-64ELI，英国的IMI318ELI，法国的TA6VELI等。其性能特征为：断裂韧性KIC可以达到85MPa·m1/2以上，疲劳裂纹扩展速率在8×10-6～8×10-5mm/cycle之间，与普通TC4合金相比较，强度损失100MPa，其Φ100mm～Φ180mm大棒的强度水平为825MPa～875MPa左右，Φ180mm以上大棒的性能报实测值。其应用以美国为主，如F-16战斗机的水平尾翼转轴、UH60A“黑鹰”、SH60B“海鹰”、CH53E“超级种马”等直升机的主旋翼、尾旋翼转动部件。美国第四代战机F22、第三代战机F/A-18E/F等的Ti-6Al-4V ELI钛合金的应用已经进入采用更大型整体模锻件的成熟应用阶段；F-22上的Ti-6Al-4V(含ELI)用量已占到飞机结构重量的36％。
对于α+β型钛合金而言，显微组织形态主要取决于合金的化学成份、变形工艺和热处理制度，两相钛合金的微观组织大致分为四类：等轴组织、双态组织、网篮组织、魏氏组织。对于普通TC4合金而言，等轴组织具有较高的塑性，尤其是断面收缩率较高，具有高的塑性和热稳定性，但材料抗疲劳裂纹扩展能力和断裂韧性较差。双态组织具有较好的强塑性配合，由合适比例的初生α相和合适的长宽比的次生α相组成的双态组织，其抗疲劳裂纹扩展能力和断裂韧性好。网篮组织具有断裂韧性好，持久强度高，具有高的热强性和抗蠕变性能，但塑性、热稳定性和疲劳性能较低。获得这种组织的方法是最后一火在β区加热坯料，在(α+β)区或β区结束的变形。魏氏组织的断裂韧性较好，但塑性、疲劳性能和拉伸性能都较低。在实际生产过程中，应当避免出现魏氏组织。
为了提高材料的损伤容限性能，即材料的断裂韧性和疲劳裂纹扩展速率，发展了α+β相区锻造+β热处理，或者β相区锻造+α+β相区热处理，或者准β锻造+α+β相区热处理，其目的为了获得均有高的断裂韧性和低的疲劳裂纹扩展速率的片状组织或者网篮组织，但是β热处理和β加工技术更适合于锻件的加工最终工序，锻件荒坯的改锻和锻荒制备一般是在α+β相区进行，目的是为了获得均匀的组织。但材料在β相区加工或者β热处理，要求炉子控温精度高，保温时间的控制严格，防止由于炉子跑温或保温时间延长而带来材料晶粒度的过分长大。但是对于工业化生产来说，同一炉批材料由于锻造、模锻的依次性，保温时间不可避免不尽相同，导致同一炉批锻件组织和性能严重不均匀性。β热处理和β加工技术虽然可获得良好的断裂韧性、疲劳裂纹扩展速率，但同时也会造成材料塑性降低和低倍组织不合格。
发明内容
本发明所要解决的技术问题在于针对上述现有技术的不足，提供一种操作方便、工艺可控性较强的钛合金棒材的制备方法。采用该方法制备的钛合金棒材具有较高的强度和断裂韧性，低的疲劳裂纹扩展速率。
为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案是：一种钛合金棒材的制备方法，其特征在于，该方法包括以下步骤：
(1)铸锭熔炼：将海绵钛、Al-85V中间合金和工业纯铝包制成合金包，然后依次经电极压制、等离子焊接和二次以上真空自耗电弧炉熔炼，得到规格为Φ420mm～Φ720mm的TC4-DT钛合金铸锭；或将海绵钛、Al-85V中间合金和工业纯铝经混料机混和均匀，然后依次经电极压制、等离子焊接和二次以上真空自耗电弧炉熔炼，得到规格为Φ420mm～Φ720mm的TC4-DT钛合金铸锭；
(2)采用电阻炉或氧化性气氛的燃气炉，将步骤(1)中所述TC4-DT钛合金铸锭加热至1150℃～1200℃，然后用快锻机在钛合金铸锭的β相区开坯锻造2～3火次得到锻坯，每火次锻比不小于1.3，终锻温度不小于850℃；
(3)采用电阻炉将步骤(2)中所述锻坯加热至Tβ-50℃～Tβ-20℃后，用快锻机反复镦粗、拔长锻造3～6火次，每火次锻比不小于2.6，总锻比不小于10，终锻温度不小于800℃，Tβ为所述锻坯的相变温度；
(4)采用电阻炉加热，将步骤(3)中经锻造后的锻坯在锻造温度为Tβ-70℃～Tβ-40℃的条件下锻造至所需尺寸，总锻比不小于3，终锻温度不小于750℃，得到均匀组织的钛合金棒材；
(5)将步骤(4)中所述钛合金棒材进行双重退火处理，得到成品钛合金棒材。
上述步骤(5)中所述双重退火处理的制度为：第一次退火在温度为Tβ-50℃～Tβ-15℃的条件下保温0.3h～1.5h后空冷，第二次退火在温度为540℃～600℃的条件下保温4h～8h后空冷。
本发明与现有技术相比具有以下优点：
1、本发明操作方便、工艺可控性较强，制备的棒材批次稳定性高，重复性好。
2、采用本发明的方法制备的TC4-DT棒材塑性强，低倍组织合格，具有较高的强度和断裂韧性，以及低的疲劳裂纹扩展速率，其拉伸强度超过860MPa，屈服强度超过750MPa，延伸率超过8％，断面收缩率超过15％，断裂韧性大于90MPa·m1/2，当应力比R＝0.1，应力强度因子ΔK＝11MPa·m1/2时，钛合金棒材的疲劳裂纹扩展速率小于8×10-6mm/cycle，各项指标均符合同类产品的国际先进标准。
下面通过实施例，对本发明的技术方案做进一步的详细描述。
具体实施方式
实施例1
(1)铸锭熔炼：将0级海绵钛、Al-85V中间合金和工业纯铝包制成合金包，然后依次经电极压制、等离子焊接和二次以上真空自耗电弧炉熔炼，得到规格为Φ570mm的TC4-DT钛合金铸锭；TC4-DT钛合金铸锭各成分的重量百分比为Al：6.34％，V：4.21％，O：0.09％，Fe：0.05％，C：0.02％，N：0.012％，H：0.007％，Ti为余量；
(2)采用电阻炉，将步骤(1)中所述TC4-DT钛合金铸锭加热至1200℃，然后用1600T快锻机在钛合金铸锭的β相区开坯锻造2火次得到锻坯，每火次锻比不小于1.3，终锻温度不小于850℃；所述锻坯的相变温度Tβ为980℃；
(3)采用电阻炉将步骤(2)中所述锻坯加热至Tβ-20℃(960℃)后，用快锻机反复镦粗、拔长锻造5火次，每火次锻比不小于2.6，总锻比不小于10，终锻温度不小于800℃；
(4)采用电阻炉加热，将步骤(3)中经锻造后的锻坯在锻造温度为Tβ-40℃(940℃)的条件下锻造至所需尺寸，总锻比不小于3，终锻温度不小于750℃，得到均匀组织的钛合金棒材；
(5)将步骤(4)中所述钛合金棒材在电阻炉内进行双重退火处理，得到Φ90mm的成品钛合金棒材；双重退火处理的制度为：第一次退火在温度为Tβ-15℃(965℃)的条件下保温0.3h后空冷，第二次退火在温度为570℃的条件下保温6h后空冷。
本实施例制备的钛合金棒材具有良好的强度、较高的断裂韧性和低的疲劳裂纹扩展速率。
实施例2
本实施例与实施例1的制备方法相同，其中不同之处在于：TC4-DT钛合金铸锭的规格为Φ650mm；钛合金铸锭加热至1150℃，然后用快锻机在钛合金铸锭的β相区开坯锻造3火次得到锻坯；锻坯加热至Tβ-35℃(945℃)后，用快锻机反复镦粗、拔长锻造6火次；经锻造后的锻坯的锻造温度为Tβ-70℃(910℃)，双重退火处理的制度为：第一次退火在温度为Tβ-25℃(955℃)的条件下保温1h后空冷，第二次退火在温度为540℃的条件下保温8h后空冷；制备的成品钛合金棒材的规格为Φ130mm。
本实施例制备的钛合金棒材具有良好的强度、较高的断裂韧性和低的疲劳裂纹扩展速率。
实施例3
本实施例与实施例1的制备方法相同，其中不同之处在于：TC4-DT钛合金铸锭的规格为Φ720mm；钛合金铸锭加热至1175℃，然后用4500T快锻机在钛合金铸锭的β相区开坯锻造2火次得到锻坯；锻坯加热至Tβ-50℃(930℃)后，用快锻机反复镦粗、拔长锻造3火次；经锻造后的锻坯的锻造温度为Tβ-50℃(930℃)，双重退火处理的制度为：第一次退火在温度为Tβ-50℃(930℃)的条件下保温1.5h后空冷，第二次退火在温度为600℃的条件下保温4h后空冷；制备的成品钛合金棒材的规格为Φ300mm。
本实施例制备的钛合金棒材具有良好的强度、较高的断裂韧性和低的疲劳裂纹扩展速率。
实施例4
(1)铸锭熔炼：将0级海绵钛、Al-85V中间合金和工业纯铝经混料机混和均匀，然后依次经电极压制、等离子焊接和二次以上真空自耗电弧炉熔炼，得到规格为Φ420mm的TC4-DT钛合金铸锭；TC4-DT钛合金铸锭各成分的重量百分比为Al：6.34％，V：4.21％，O：0.08％，Fe：0.05％，C：0.02％，N：0.012％，H：0.007％，Ti为余量；
(2)采用氧化性气氛的燃气炉，将步骤(1)中所述TC4-DT钛合金铸锭加热至1150℃，然后用1600T快锻机在钛合金铸锭的β相区开坯锻造2火次得到锻坯，每火次锻比不小于1.3，终锻温度不小于850℃；所述锻坯的相变温度Tβ为970℃；
(3)采用电阻炉将步骤(2)中所述锻坯加热至(Tβ-50℃)920℃后，用快锻机反复镦粗、拔长锻造6火次，每火次锻比不小于2.6，总锻比不小于10，终锻温度不小于800℃；
(4)采用电阻炉加热，将步骤(3)中经锻造后的锻坯在锻造温度为Tβ-70℃(900℃)的条件下锻造至所需尺寸，总锻比不小于3，终锻温度不小于750℃，得到均匀组织的钛合金棒材；
(5)将步骤(4)中所述钛合金棒材进行双重退火处理，得到Φ90mm的成品钛合金棒材；双重退火处理的制度为：第一次退火在温度为Tβ-20℃(950℃)的条件下保温0.3h后空冷，第二次退火在温度为540℃的条件下保温8h后空冷。
本实施例制备的钛合金棒材具有良好的强度、较高的断裂韧性和低的疲劳裂纹扩展速率。
实施例5
本实施例与实施例4的制备方法相同，其中不同之处在于：TC4-DT钛合金铸锭的规格为Φ650mm；钛合金铸锭加热至1175℃，然后用4500T快锻机在钛合金铸锭的β相区开坯锻造3火次得到锻坯；锻坯加热至Tβ-20℃(950℃)后，用快锻机反复镦粗、拔长锻造5火次；经锻造后的锻坯的锻造温度为Tβ-40℃(930℃)，双重退火处理的制度为：第一次退火在温度为Tβ-15℃(955℃)的条件下保温1h后空冷，第二次退火在温度为600℃的条件下保温4h后空冷；制备的成品钛合金棒材的规格为Φ140mm。
本实施例制备的钛合金棒材具有良好的强度、较高的断裂韧性和低的疲劳裂纹扩展速率。
实施例6
本实施例与实施例4的制备方法相同，其中不同之处在于：TC4-DT钛合金铸锭的规格为Φ720mm；钛合金铸锭加热至1200℃，然后用快锻机在钛合金铸锭的β相区开坯锻造2火次得到锻坯；锻坯加热至Tβ-35℃(935℃)后，用快锻机反复镦粗、拔长锻造3火次；经锻造后的锻坯的锻造温度为Tβ-60℃(910℃)，双重退火处理的制度为：第一次退火在温度为Tβ-50℃(920℃)的条件下保温1.5h后空冷，第二次退火在温度为570℃的条件下保温6h后空冷；制备的成品钛合金棒材的规格为Φ300mm。
本实施例制备的钛合金棒材具有良好的强度、较高的断裂韧性和低的疲劳裂纹扩展速率。
实施例7
(1)铸锭熔炼：将0级海绵钛、Al-85V中间合金和工业纯铝包制成合金包，然后依次经电极压制、等离子焊接和二次以上真空自耗电弧炉熔炼，得到规格为Φ420mm的TC4-DT钛合金铸锭；TC4-DT钛合金铸锭各成分的重量百分比为Al：6.23％，V：4.26％，O：0.11％，Fe：0.04％，C：0.02％，N：0.012％，H：0.008％，Ti为余量；
(2)采用氧化性气氛的燃气炉，将步骤(1)中所述TC4-DT钛合金铸锭加热至1150℃，然后用4200T快锻机在钛合金铸锭的β相区开坯锻造3火次得到锻坯，每火次锻比不小于1.3，终锻温度不小于850℃；所述锻坯的相变温度Tβ为985℃；
(3)采用电阻炉将步骤(2)中所述锻坯加热至Tβ-20℃(965℃)后，用快锻机反复镦粗、拔长锻造6火次，每火次锻比不小于2.6，总锻比不小于10，终锻温度不小于800℃；
(4)采用电阻炉加热，将步骤(3)中经锻造后的锻坯在锻造温度为Tβ-70℃(915℃)的条件下锻造至所需尺寸，总锻比不小于3，终锻温度不小于750℃，得到均匀组织的钛合金棒材；
(5)将步骤(4)中所述钛合金棒材进行双重退火处理，得到Φ90mm的成品钛合金棒材；双重退火处理的制度为：第一次退火在温度为Tβ-15℃(965℃)的条件下保温0.3h后空冷，第二次退火在温度为540℃的条件下保温8h后空冷。
本实施例制备的钛合金棒材具有良好的强度、较高的断裂韧性和低的疲劳裂纹扩展速率。
实施例8
本实施例与实施例7的制备方法相同，其中不同之处在于：TC4-DT钛合金铸锭的规格为Φ650mm；钛合金铸锭加热至1175℃，然后用快锻机在钛合金铸锭的β相区开坯锻造3火次得到锻坯；锻坯加热至Tβ-35℃(950℃)后，用快锻机反复镦粗、拔长锻造4火次；经锻造后的锻坯的锻造温度为Tβ-55℃(930℃)，双重退火处理的制度为：第一次退火在温度为Tβ-30℃(955℃)的条件下保温1h后空冷，第二次退火在温度为560℃的条件下保温6h后空冷；制备的成品钛合金棒材的规格为Φ140mm。
本实施例制备的钛合金棒材具有良好的强度、较高的断裂韧性和低的疲劳裂纹扩展速率。
实施例9
本实施例与实施例7的制备方法相同，其中不同之处在于：TC4-DT钛合金铸锭的规格为Φ720mm；钛合金铸锭加热至1200℃，然后用快锻机在钛合金铸锭的β相区开坯锻造2火次得到锻坯；锻坯加热至Tβ-50℃(935℃)后，用快锻机反复镦粗、拔长锻造2火次；经锻造后的锻坯的锻造温度为Tβ-70℃(915℃)，双重退火处理的制度为：第一次退火在温度为Tβ-50℃(935℃)的条件下保温1.5h后空冷，第二次退火在温度为600℃的条件下保温4h后空冷；制备的成品钛合金棒材的规格为Φ300mm。
本实施例制备的钛合金棒材具有良好的强度、较高的断裂韧性和低的疲劳裂纹扩展速率。
本发明实施例中制备的钛合金棒材的性能指标见表1，从表中可知，采用本发明的方法制备的钛合金棒材的拉伸强度Rm可达915MPa以上，屈服强度Rp0.2可达850MPa以上，延伸率A不小于13.5％，断面收缩率Z不小于33.5％，断裂韧性KIC大于90MPa·m1/2，当应力比R＝0.1，应力强度因子ΔK＝11MPa·m1/2时，钛合金棒材的疲劳裂纹扩展速率da/dN小于8×10-6mm/cycle。
表1 以上实施例制备的钛合金棒材的性能表
Figure BDA0000053267930000091
以上所述，仅是本发明的较佳实施例，并非对本发明做任何限制，凡是根据发明技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、变更以及等效结构变化，均仍属于本发明技术方案的保护范围内。

Claims (2)

1.一种钛合金棒材的制备方法，其特征在于，该方法包括以下步骤：
(1)铸锭熔炼：将海绵钛、Al-85V中间合金和工业纯铝包制成合金包，然后依次经电极压制、等离子焊接和二次以上真空自耗电弧炉熔炼，得到规格为Φ420mm～Φ720mm的TC4-DT钛合金铸锭；或将海绵钛、Al-85V中间合金和工业纯铝经混料机混和均匀，然后依次经电极压制、等离子焊接和二次以上真空自耗电弧炉熔炼，得到规格为Φ420mm～Φ720mm的TC4-DT钛合金铸锭；
(2)采用电阻炉或氧化性气氛的燃气炉，将步骤(1)中所述TC4-DT钛合金铸锭加热至1150℃～1200℃，然后用快锻机在钛合金铸锭的β相区开坯锻造2～3火次得到锻坯，每火次锻比不小于1.3，终锻温度不小于850℃；
(3)采用电阻炉将步骤(2)中所述锻坯加热至Tβ-50℃～Tβ-20℃后，用快锻机反复镦粗、拔长锻造3～6火次，每火次锻比不小于2.6，总锻比不小于10，终锻温度不小于800℃，Tβ为所述锻坯的相变温度；
(4)采用电阻炉加热，将步骤(3)中经锻造后的锻坯在锻造温度为Tβ-70℃～Tβ-40℃的条件下锻造至所需尺寸，总锻比不小于3，终锻温度不小于750℃，得到均匀组织的钛合金棒材；
(5)将步骤(4)中所述钛合金棒材进行双重退火处理，得到成品钛合金棒材。
2.根据权利要求1所述的一种钛合金棒材的制备方法，其特征在于，步骤(5)中所述双重退火处理的制度为：第一次退火在温度为Tβ-50℃～Tβ-15℃的条件下保温0.3h～1.5h后空冷，第二次退火在温度为540℃～600℃的条件下保温4h～8h后空冷。
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