一种Ti2AlNb基合金大规格均匀细晶棒材的制备方法

摘要

本发明属于Ti‑Al系金属间化合物材料加工技术领域，涉及一种Ti2AlNb基合金大规格均匀细晶棒材的制备方法。其特征在于，制备的步骤如下：成分均匀化处理；开坯锻造；β转变温度以下锻造；测试锻坯的β转变温度Tβ；β转变温度以上锻造；β转变温度以下锻造；滚圆成形。本发明提供了一种Ti2AlNb基合金大规格均匀细晶棒材的制备方法，克服了Ti2AlNb基合金铸锭变形抗力大，工艺塑性不足，锻后组织均匀性差，锻造易开裂及成材率低的难题。

权利要求

1.一种Ti2AlNb基合金大规格均匀细晶棒材的制备方法，大规格棒材是指直径为150mm～500mm的棒材，其特征在于，制备的步骤如下：

1.1、成分均匀化处理：将Ti2AlNb基合金铸锭放入加热炉进行成分均匀化处理，加热温度为1150℃～1250℃，保温时间为10h～30h，炉冷或空冷；铸锭入炉前表面涂覆0.1mm～3mm厚的耐高温防氧化涂料；

1.2、开坯锻造：对步骤1.1获得的坯料进行3火次～5火次软包套开坯镦拔锻造，坯料的始锻温度为1050℃～1200℃，每火次完成一镦一拔，镦拔变形量均为25％～45％，终锻温度不低于800℃，每火次锻后自然冷却；

1.3、β转变温度以下锻造：在950℃～1050℃的始锻温度区间对步骤1.2获得的锻坯进行1火次～2火次软包套镦拔锻造，每火次完成一镦一拔，镦拔变形量均为25％～45％，终锻温度不低于750℃，每火次锻后自然冷却；

1.4、测试锻坯的β转变温度Tβ：按照国标GB/T 23605的方法测试步骤1.3获得的锻坯的β转变温度Tβ；

1.5、β转变温度以上锻造：在Tβ以上20℃～50℃的始锻温度区间对步骤1.3获得的锻坯进行1火次～3火次软包套镦拔锻造；每火次完成一镦一拔，镦拔变形量均为25％～45％，终锻温度不低于800℃，每火次锻后自然冷却；

1.6、β转变温度以下锻造：在Tβ以下20℃～100℃的始锻温度区间对步骤1.5获得的锻坯进行5火次～10火次软包套镦拔锻造，每火次完成一镦一拔，镦拔变形量均为25％～45％，终锻温度不低于750℃，每火次锻后自然冷却；

1.7、滚圆成形：在Tβ以下20℃～100℃的始锻温度区间对步骤1.6获得的锻坯进行1火次～2火次软包套滚圆成形，每火次变形量为15％～30％，终锻温度不低于700℃，每火次锻后自然冷却，获得Ti2AlNb基合金大规格均匀细晶棒材。

2.根据权利要求1所述的一种Ti2AlNb基合金大规格均匀细晶棒材的制备方法，其特征在于，步骤1.1中所述耐高温防氧化涂料选用下列北京天力创公司的产品，型号为TB1200-

15、TB1200-16、TB5-2、TB1260-16或TB1260-18。

3.根据权利要求1所述的一种Ti2AlNb基合金大规格均匀细晶棒材的制备方法，其特征在于，步骤1.2中第一火次锻造温度为1150℃～1200℃，以后每火次锻造温度降低30℃～50℃。

4.根据权利要求1所述的一种Ti2AlNb基合金大规格均匀细晶棒材的制备方法，其特征在于，步骤1.2、步骤1.3、步骤1.5、步骤1.6和步骤1.7中所述的锻造采用软包套锻造，即锻坯保温结束出炉后立即包裹厚度不小于15mm的保温棉，之后锻造形成锻坯。

5.根据权利要求1所述的一种Ti2AlNb基合金大规格均匀细晶棒材的制备方法，其特征在于，步骤1.5中锻坯分阶段加热至始锻温度，第一阶段950℃～1050℃，保温1～3h，第二阶段，始锻温度，保温2h～4h。

说明书

一种Ti2AlNb基合金大规格均匀细晶棒材的制备方法

技术领域

[0001] 本发明属于Ti-Al系金属间化合物材料加工技术领域，涉及一种Ti2AlNb基合金大规格均匀细晶棒材的制备方法。

背景技术

[0002] Ti2AlNb基合金属于Ti-Al系金属间化合物材料，它综合了Ti3Al与TiAl的性能优点，具有较好的室温塑韧性，高的比强度，良好的蠕变抗力与抗氧化性能，同时兼具较好的高温成形能力，是一种极具潜力的轻质耐高温结构材料，有望替代传统的镍基高温合金成为航空航天发动机热端部件、高超音速飞行器尾舵与热防护结构等部件的重要选材，对于提高发动机的推重比，增加武器装备的耐温等级具有重要作用。制造航空、航天领域大尺寸的结构锻件，如发动机机匣，盘形件等，需要大规格的坯料，同时为提高坯料的成形能力并满足最终锻件的性能要求，坯料的组织要求均匀细小。虽然Ti2AlNb基合金具有一定的热工艺塑性，其半成品及最终成品部件的制备均可采用类似传统钛合金的工艺。但作为一种金属间化合物材料，其又具有自身的工艺特点。变形抗力大、工艺塑性不足与裂纹敏感性高的问题一直是制约Ti2AlNb基合金大规格均匀细晶棒材制备需要克服的技术难点。

发明内容

[0003] 本发明的目的是：提供一种Ti2AlNb基合金大规格均匀细晶棒材的制备方法，以便克服Ti2AlNb基合金铸锭变形抗力大，工艺塑性不足，锻后组织均匀性差，锻造易开裂及成材率低的难题。

[0004] 本发明的技术方案是：一种Ti2AlNb基合金大规格均匀细晶棒材的制备方法，大规格棒材是指直径为150mm～500mm的棒材，其特征在于，制备的步骤如下：

[0005] 1、成分均匀化处理：将Ti2AlNb基合金铸锭放入加热炉进行成分均匀化处理，加热温度为1150℃～1250℃，保温时间为10h～30h，炉冷或空冷；铸锭入炉前表面涂覆0.1mm～3mm厚的耐高温防氧化涂料；

[0006] 2、开坯锻造：对步骤1获得的坯料进行3火次～5火次软包套开坯镦拔锻造，坯料的始锻温度为1050℃～1200℃，每火次完成一镦一拔，镦拔变形 量均为25％～45％，终锻温度不低于800℃，每火次锻后自然冷却；

[0007] 3、β转变温度以下锻造：在950℃～1050℃的始锻温度区间对步骤2获得的锻坯进行1火次～2火次软包套镦拔锻造，每火次完成一镦一拔，镦拔变形量均为25％～45％，终锻温度不低于750℃，每火次锻后自然冷却；

[0008] 4、测试锻坯的β转变温度Tβ：按照国标GB/T 23605的方法测试步骤3获得的锻坯的β转变温度Tβ；

[0009] 5、β转变温度以上锻造：在Tβ以上20℃～50℃的始锻温度区间对步骤3获得的锻坯进行1火次～3火次软包套镦拔锻造；每火次完成一镦一拔，镦拔变形量均为25％～45％，终锻温度不低于800℃，每火次锻后自然冷却；

[0010] 6、β转变温度以下锻造：在Tβ以下20℃～100℃的始锻温度区间对步骤5获得的锻坯进行5火次～10火次软包套镦拔锻造，每火次完成一镦一拔，镦拔变形量均为25％～45％，终锻温度不低于750℃，每火次锻后自然冷却；

[0011] 7、滚圆成形：在Tβ以下20℃～100℃的始锻温度区间对步骤6获得的锻坯进行1火次～2火次软包套滚圆成形，每火次变形量为15％～30％，终锻温度不低于700℃，每火次锻后自然冷却，获得Ti2AlNb基合金大规格均匀细晶棒材。

[0012] 本发明的优点是：提供了一种Ti2AlNb基合金大规格均匀细晶棒材的制备方法，克服了Ti2AlNb基合金铸锭变形抗力大，工艺塑性不足，锻后组织均匀性差，锻造易开裂及成材率低的难题，实现棒材高效稳定的制备。

[0013] 本发明利用形变再结晶原理，通过不同温度下多火次的热机械处理破碎Ti2AlNb基合金粗大的铸态组织，经过多火次累积的锻造变形与再结晶作用，细化了棒材组织的同时，保证了棒材组织的均匀性，同时结合软包套锻造工艺，有效防止坯料锻造开裂，大幅提高成材率，最终实现规格为Φ(150～500)mm均匀细晶棒材的制备。所制棒材的低倍组织为均匀的模糊晶，原始β晶粒尺寸在200μm以下。

[0014] 利用本发明制备的组织均匀细小的棒材，作为锻坯在后续的锻件制备过程中，成形能力大大提高，不易开裂，从而能够保证锻件的尺寸精度，组织均匀性与力学性能的稳定性。为高质量Ti2AlNb基合金锻件的制备奠定了技术基础，助力Ti2AlNb基合金的工程化应用。

附图说明

[0015] 图1为本发明实施例1制备的Φ200mm规格棒材的显微组织照片。

[0016] 图2为本发明实施例2制备的Φ300mm规格棒材的显微组织照片。

[0017] 图3为本发明实施例3制备的Φ400mm规格棒材的显微组织照片。

具体实施方式

[0018] 下面对本发明做进一步详细说明。一种Ti2AlNb基合金大规格均匀细晶棒材的制备方法，大规格棒材是指直径为150mm～500mm的棒材，其特征在于，制备的步骤如下：

[0019] 1、成分均匀化处理：将Ti2AlNb基合金铸锭放入加热炉进行成分均匀化处理，加热温度为1150℃～1250℃，保温时间为10h～30h，炉冷或空冷；铸锭入炉前表面涂覆0.1mm～3mm厚的耐高温防氧化涂料；

[0020] 2、开坯锻造：对步骤1获得的坯料进行3火次～5火次软包套开坯镦拔锻造，坯料的始锻温度为1050℃～1200℃，每火次完成一镦一拔，镦拔变形量均为25％～45％，终锻温度不低于800℃，每火次锻后自然冷却；

[0021] 3、β转变温度以下锻造：在950℃～1050℃的始锻温度区间对步骤2获得的锻坯进行1火次～2火次软包套镦拔锻造，每火次完成一镦一拔，镦拔变形量均为25％～45％，终锻温度不低于750℃，每火次锻后自然冷却；

[0022] 4、测试锻坯的β转变温度Tβ：按照国标GB/T 23605的方法测试步骤3获得的锻坯的β转变温度Tβ；

[0023] 5、β转变温度以上锻造：在Tβ以上20℃～50℃的始锻温度区间对步骤3获得的锻坯进行1火次～3火次软包套镦拔锻造；每火次完成一镦一拔，镦拔变形量均为25％～45％，终锻温度不低于800℃，每火次锻后自然冷却；

[0024] 6、β转变温度以下锻造：在Tβ以下20℃～100℃的始锻温度区间对步骤5获得的锻坯进行5火次～10火次软包套镦拔锻造，每火次完成一镦一拔，镦拔变形量均为25％～45％，终锻温度不低于750℃，每火次锻后自然冷却；

[0025] 7、滚圆成形：在Tβ以下20℃～100℃的始锻温度区间对步骤6获得的锻坯进行1火次～2火次软包套滚圆成形，每火次变形量为15％～30％，终锻温度不低于700℃，每火次锻后自然冷却，获得Ti2AlNb基合金大规格均匀细晶棒材。

[0026] 上述的一种Ti2AlNb基合金大规格均匀细晶棒材的制备方法，其特征在于，步骤1中所述耐高温防氧化涂料选用北京天力创公司的产品，型号为TB1200-15、TB1200-16、TB5-2、TB1260-16或TB1260-18。

[0027] 上述的一种Ti2AlNb基合金大规格均匀细晶棒材的制备方法，其特征在于，步骤2中第一火次锻造温度为1150℃～1200℃，以后每火次锻造温度降低30℃～50℃。

[0028] 上述的一种Ti2AlNb基合金大规格均匀细晶棒材的制备方法，其特征在于，步骤2、步骤3、步骤5、步骤6和步骤7中所述的锻造采用软包套锻造，即锻坯保温结束出炉后立即包裹厚度不小于15mm的保温棉，之后锻造形成锻坯。

[0029] 上述的一种Ti2AlNb基合金大规格均匀细晶棒材的制备方法，其特征在于，步骤5中锻坯分阶段加热至始锻温度，第一阶段950℃～1050℃，保温1～3h，第二阶段，始锻温度，保温2h～4h。

[0030] 实施例1

[0031] 本实施例以Φ200mm棒材为目标，包括以下步骤：

[0032] 1、对铸锭进行1180℃保温10h的成分均匀化热处理，铸锭入炉前涂覆0.5mm厚型号为TB5-2的耐高温防氧化涂料；

[0033] 2、对步骤1获得的坯料在1050℃～1150℃的始锻温度区间进行3火次的软包套开坯锻造；第一火次锻造温度1150℃，以后每火次锻造温度降低50℃；锻坯出炉后快速包裹厚度为20mm的保温棉再锻造；每火次完成一镦一拔，镦拔变形量均为40％；终锻温度不低于800℃，每火次锻后自然冷却；

[0034] 3、对步骤2获得的锻坯在1000℃的始锻温度进行1火次软包套锻造；锻坯出炉后快速包裹厚度为20mm的保温棉再锻造；完成一镦一拔，镦拔变形量均为35％；终锻温度不低于750℃，锻后自然冷却；

[0035] 4、根据国标GB/T 23605的方法测试步骤3获得的锻坯的β转变温度Tβ；

[0036] 5、对步骤3获得的锻坯在Tβ以上30℃的始锻温度进行1火次软包套锻造；锻坯分两阶段加热，第一阶段950℃，保温1h，第二阶段，始锻温度，保温2.5h；锻坯出炉后快速包裹厚度为20mm的保温棉再锻造；完成一镦一拔，镦拔变形量均为40％；终锻温度不低于800℃，锻后自然冷却；

[0037] 6、对步骤5获得的锻坯在Tβ以下60℃的始锻温度进行6火次软包套锻造；锻坯出炉后快速包裹厚度为20mm的保温棉再锻造；每火次完成一镦一拔，镦拔变形量均为35％；终锻温度不低于750℃，每火次锻后自然冷却；

[0038] 7、对步骤6获得的锻坯在Tβ以下60℃的始锻温度进行1火次软包套滚圆成形；锻坯出炉后快速包裹厚度为20mm的保温棉再滚圆；变形量为25％，最终制得规格为Φ200mm的棒材。

[0039] 本实施方式制备的Φ200mm规格棒材，超声探伤水平满足Φ1.2mm平底孔，杂波信号水平≤10-6dB，显微组织如图1所示，力学性能见表1。

[0040] 实施例2

[0041] 本实施例以Φ300mm棒材为目标，包括以下步骤：

[0042] 1、对铸锭进行1200℃℃保温15h的成分均匀化热处理，铸锭入炉前涂覆1mm厚型号为TB1260-16耐高温防氧化涂料；

[0043] 2、对步骤1获得的坯料在1120℃～1180℃的始锻温度区间进行3火次的软包套开坯锻造；第一火次锻造温度1180℃，以后每火次锻造温度降低30℃；锻坯出炉后快速包裹厚度为25mm的保温棉再锻造；每火次完成一镦一拔，镦拔变形量均为35％；终锻温度不低于800℃，每火次锻后自然冷却；

[0044] 3、对步骤2获得的锻坯在1030℃的始锻温度进行2火次软包套锻造；锻坯出炉后快速包裹厚度为25mm的保温棉再锻造；每火次完成一镦一拔，镦拔变形量均为35％；终锻温度不低于750℃，每火次锻后自然冷却；

[0045] 4、根据国标GB/T 23605的方法测试步骤3获得的锻坯的β转变温度Tβ；

[0046] 5、对步骤3获得的锻坯在Tβ以上25℃的始锻温度进行2火次软包套锻造；锻坯分两阶段加热，第一阶段1000℃，保温2h，第二阶段，始锻温度，保温3h；锻坯出炉后快速包裹厚度为25mm的保温棉再锻造；每火次完成一镦一拔，镦拔变形量均为35％；终锻温度不低于800℃，每火次锻后自然冷却；

[0047] 6、对步骤5获得的锻坯在Tβ以下50℃的始锻温度进行8火次软包套锻造；锻坯出炉后快速包裹厚度为25mm的保温棉再锻造；每火次完成一镦一拔，镦拔变形量均为35％；终锻温度不低于750℃，每火次锻后自然冷却；

[0048] 7、对步骤6获得的锻坯在Tβ以下50℃的始锻温度进行1火次软包套滚圆成形；锻坯出炉后快速包裹厚度为20mm的保温棉再滚圆；变形量为20％，最终制得规格为Φ300mm的棒材。

[0049] 本实施方式制备的Φ300mm规格棒材，超声探伤水平满足Φ2.0mm平底孔，杂波信号水平≤10-6dB，显微组织如图2所示，力学性能见表1。

[0050] 实施例3

[0051] 本实施例以Φ400mm棒材为目标，包括以下步骤：

[0052] 1、对铸锭进行1250℃保温25h的成分均匀化热处理，铸锭入炉前涂覆1.5mm厚型号为TB1260-18耐高温防氧化涂料；

[0053] 2、对步骤1获得的坯料在1060℃～1200℃的始锻温度区间进行5火次的软包套开坯锻造；第一火次锻造温度1200℃，以后每火次锻造温度降低35℃；锻坯出炉后快速包裹厚度为30mm的保温棉再锻造；每火次完成一镦一拔，镦拔变形量均为30％；终锻温度不低于800℃，每火次锻后自然冷却；

[0054] 3、对步骤2获得的锻坯在1035℃的始锻温度进行2火次软包套锻造；锻 坯出炉后快速包裹厚度为30mm的保温棉再锻造；每火次完成一镦一拔，镦拔变形量均为30％；终锻温度不低于750℃,每火次锻后自然冷却；

[0055] 4、根据国标GB/T 23605的方法测试步骤3获得的锻坯的β转变温度Tβ；

[0056] 5、对步骤3获得的锻坯在Tβ以上20℃的始锻温度进行2火次软包套锻造；锻坯分两阶段加热，第一阶段1020℃，保温2.5h，第二阶段，始锻温度，保温4h；锻坯出炉后快速包裹厚度为25mm的保温棉再锻造；每火次完成一镦一拔，镦拔变形量均为30％；终锻温度不低于800℃，每火次锻后自然冷却；

[0057] 6、对步骤5获得的锻坯在Tβ以下30℃的始锻温度进行8火次软包套锻造；锻坯出炉后快速包裹厚度为25mm的保温棉再锻造；每火次完成一镦一拔，镦拔变形量均为30％；终锻温度不低于750℃，每火次锻后自然冷却；

[0058] 7、对步骤6获得的锻坯在Tβ以下30℃的始锻温度进行2火次软包套滚圆成形；锻坯出炉后快速包裹厚度为25mm的保温棉再滚圆；变形量为30％，最终制得规格为Φ400mm的棒材。

[0059] 本实施方式制备的Φ400mm规格棒材，超声探伤水平满足Φ2.0mm平底孔，杂波信号水平≤10-6dB，显微组织如图3所示，力学性能见表1。

[0060] 表1.实施例1、2与3制备的棒材的力学性能

[0061]

[0062] 由图1～3与表1可知，本发明制备的Φ200～Φ400mm规格的棒材，显微 组织均匀细小；室温时拉伸强度为1010MPa～1185MPa，屈服强度为925MPa～1095MPa，延伸率为6.7％～11.5％，断面收缩率为10.1％～19.4％；650℃时，拉伸强度为780MPa～875MPa，屈服强度为675MPa～755MPa，延伸率为17.5％～23.5％，断面收缩率为61.2％～82.5％；具有较好的综合力学性能。