一种两相钛合金棒材的热加工方法与流程

1.本发明属于钛合金棒材热加工技术领域，尤其涉及一种两相钛合金棒材的热加工方法。


背景技术：

2.钛及钛合金具有较高的比强度，良好的耐蚀性、耐磨性，优良的生物相容性以及优异的高温抗蠕变性能，成为航空航天、兵器工业、生物医用领域的重要结构材料，近年来，其使用量在各行业各领域逐年增长，未来，随着航空航天以及兵器装备事业的继续发展以及生物医疗领域对高端植入材料的迫切需求，钛材的使用前景必将更加广阔。
3.钛及钛合金棒材作为钛型材的重要分支，常被用作制造飞机的框架结构以及飞机发动机和螺旋桨的运动部件、医疗领域的骨折固定螺栓等，具有较高的强度和高温性能。
4.对于中等规格的钛合金板材，直径通常在φ20～φ40mm之间，传统的热加工工艺流程为锻造 轧制，根据锻造和轧制加工过程的受力特点，正压力始终在材料心部最大、边部较小，这就导致当使用锻造 轧制的热成型工艺生产棒材时，心部与边部变形不一致，进而使棒材截面晶粒度出现差异，组织均匀性变差。
5.对此，一般采用多火次连续墩拔的方式来解决，通常在七火次甚至更多，这种方式可以部分解决棒材组织不均匀问题，但多火次加工周期长，效率低，此外，由于棒材受力特点仍为“心部大，边部小”，因此，棒材仍具有组织不一致的问题。


技术实现要素：

6.本发明的目的是提供一种两相钛合金棒材的热加工方法，以提高棒材的组织一致性，降低棒材边部和心部的晶粒度差异。
7.本发明采用以下技术方案：一种两相钛合金棒材的热加工方法，包括以下步骤：
8.将钛合金铸锭进行β相区锻造；其中，锻造加热温度为相变点以上60～160℃；
9.将β相区锻造后的钛合金铸锭进行α β相区锻造，得到锻造棒坯；其中，锻造加热温度为相变点以下30～70℃；
10.对锻造棒坯进行径锻，得到径锻棒坯；精锻加热温度为相变点以下50～70℃；
11.将径锻棒坯进行轧制，得到两相钛合金棒材；轧制加热温度为相变点以下50～70℃。
12.进一步地，锻造单火次总锻比为4.0～5.0。
13.进一步地，锻造单火次墩拔次数为2～3次，单次墩拔锻比为1.5～2.0。
14.进一步地，径锻单火次变形量为55～65％。
15.进一步地，轧制单火次变形量为70～80％。
16.进一步地，轧制单道次变形量为15～20％。
17.进一步地，锻造后和精锻后，均依次进行空冷、修伤。
18.进一步地，两相钛合金棒材的直径为φ20～40mm。
19.本发明的有益效果是：本发明采用“锻造
→
径锻
→
轧制”的工艺路线，可分别对坯料进行心部
→
边部
→
心部的加工与破碎，有利于消除边、心部的晶粒度差异，得到组织一致性较好的棒材。
附图说明
20.图1为本发明实施例1得到的钛合金棒材边部(a)和心部(b)的组织图；
21.图2为本发明实施例2得到的钛合金棒材边部(a)和心部(b)的组织图；
22.图3为本发明实施例3得到的钛合金棒材边部(a)和心部(b)的组织图。
具体实施方式
23.下面结合附图和具体实施方式对本发明进行详细说明。
24.本发明公开了一种两相钛合金棒材的热加工方法，适用于直径为φ20～40mm的两相钛合金棒材，包括以下步骤：
25.将钛合金铸锭进行β相区锻造；其中，锻造加热温度为相变点以上60～160℃。材料处于β相区时，变形抗力小，材料能较快地实现大变形。
26.将β相区锻造后的钛合金铸锭进行α β相区锻造，得到锻造棒坯；其中，锻造加热温度为相变点以下30～70℃。在此温度区间锻造，材料能实现充分再结晶，达到充分破碎与细化晶粒的目的。
27.在本发明中，钛合金的相变温度可以采用金相法检测得到，不同批次的产品会应成分的波动而使相变点发生微小变化。
28.在本发明中，锻造单火次总锻比为4.0～5.0。具体的，锻造单火次墩拔次数为2～3次，单次墩拔锻比为1.5～2.0。在该方法中，可以根据材料的实际情况减少锻造加工火次，提高生产效率；
29.接着，使用径锻机对锻造棒坯进行径锻，得到径锻棒坯；径锻加热温度为相变点以下50～70℃。具体的，径锻单火次变形量为55～65％。径锻过程主要在棒材边部施加侧压力，可对边部的墩拔锻造变形死区进行加工，有利于消除边、心部组织差异，提高组织一致性。
30.在上述的工艺步骤中，锻造后和径锻后，均依次进行空冷、修伤。
31.最后，将径锻棒坯进行轧制，得到两相钛合金棒材；轧制加热温度为相变点以下50～70℃。优选的，轧制单火次变形量为70～80％。轧制单道次变形量为15～20％。轧制单火次变形大，加工效率高，轧制工序引入可更加高效地制备晶粒细小、组织一致的中等规格棒材。
32.本发明采用“锻造
→
径锻
→
轧制”的工艺路线，可分别对坯料进行心部
→
边部
→
心部的加工与破碎，有利于消除边、心部的晶粒度差异，得到组织一致性较好的棒材。
33.在本发明中，径锻工序的引入，可对传统加工过程中无法“锻透”的边部变形死区进行破碎，有利于消除材料边、心部的组织差异。采用本方法制备的棒材，组织细小，且一致性较好，边、心部晶粒度评级差异≤1级，综合力学性能良好。此外，本方法减少了锻拔加工火次，提高了生产效率。
34.实施例1
35.本实施例采用方法制备以直径为620mm的铸锭为原料，制备φ40mm的tc6合金棒材，加工方法如下：
36.步骤1：将直径为620mm的铸锭在β相区相变点以上80℃和160℃分别进行2火次锻造，再在α β相区锻造相变点以下30℃分别进行2火次锻造，得到φ240mm棒坯。其中，β相区单火次墩拔次数3次，α β相区单火次墩拔次数2次，单次锻拔锻比1.5～1.7，单火次总锻比4.2，锻后空冷，修伤。
37.步骤2：将锻造所得的棒坯分别在相变点以下50℃及70℃径锻2火次得到φ100mm棒坯，径锻单火次变形量56％，锻后空冷，修伤。
38.步骤3：将步骤2径锻制备的φ100mm棒坯在相变点以下50℃下经2火次轧制得到规格为φ40mm的棒材，轧制道次变形量为18％，单火次变形量为75％，轧后空冷，下断。
39.实施例2
40.本实施例采用方法制备以直径为620mm的铸锭为原料，制备φ30mm的tc11合金棒材，加工方法如下：
41.步骤1：将直径为φ620mm的铸锭先后进行相变点以上150℃和60℃的β相区锻造，以及相变点以下50℃的α β相区锻造得到φ220mm棒坯，各相区均锻造2火次，其中，β相区单火次墩拔次数3次，α β相区单火次墩拔次数2次，单次锻拔锻比1.6～2.0，单火次总锻比4.8，锻后空冷，修伤。
42.步骤2：将锻造所得的棒坯在相变点以下50℃及65℃径锻2火次得到φ90mm棒坯，径锻单火次变形量65％，锻后空冷，修伤。
43.步骤3：将步骤2径锻制备的φ90mm棒坯在相变点以下60℃下经2火次轧制得到规格为φ30mm的棒材，轧制道次变形量为15％，单火次变形量为70％，轧后空冷，下断。
44.实施例3
45.本实施例采用方法制备以直径为680mm的铸锭为原料，制备φ20mm的tc4合金棒材，加工方法如下：
46.步骤1：将直径为680mm的铸锭先后进行相变点以上160℃和60℃的β相区和相变点以下70℃的α β相区锻造得到φ220mm棒坯，各相区均锻造2火次，其中，β相区单火次墩拔次数3次，α β相区单火次墩拔次数2次，单次锻拔锻比1.5～2.0，单火次总锻比5.0，锻后空冷，修伤；
47.步骤2：将锻造所得的棒坯在相变点以下70℃径锻2火次得到φ90mm棒坯，径锻单火次变形量63％，锻后空冷，修伤。
48.步骤3：将步骤3径锻制备的φ90mm棒坯在相变点以下30℃下经2火次轧制得到规格为φ20mm的棒材，轧制道次变形量为20％，单火次变形量为80％，轧后空冷，下断。
49.本发明对实施例1-实施例3加工的tc6、tc11、tc4钛合金棒材均进行退火后，检测其力学性能，结果如下表1。
[0050][0051]
从表1中可知，采用本方法制备的两相钛合金棒材性能一致性较好，其边、心部室温抗拉强度及屈服强度差别均不大于10mpa，延伸率级断面收缩率差值不大于2％，且检测数值普遍优于gjb 2218.a要求值，棒材综合力学性能较佳。
[0052]
另外根据图1、图2和图3可以看出，采用本方法，可对原始组织进行充分破碎，边、心部组织一致性较好，晶粒度评级差别≤1。据以上实例1～3制备棒材的组织与力学性能分析比较可知，采用本方法可制备性能达标、组织一致的两相φ20～40mm钛合金棒材。