一种Ti2AlNb基合金环件的制备工艺

摘要

本发明公开了一种Ti2AlNb基合金环件的制备工艺，具体步骤为：1)铸锭开坯：将合金铸锭加热保温后出炉进行锻造；然后将铸锭加热后进行1～3火次的镦粗和拔长变形，得到β相区开坯后的坯料；2)锻坯制备：将坯料在β相变点以下100～20℃进行2～5火次的变形；然后加热至β相变点以上10～40℃进行1～3火次变形；再在β相变点以下150～40℃进行3～10火次的变形至目标尺寸，完成锻坯的制备；3)环轧坯制备：将锻坯镦粗后冲孔，采用马架扩孔，整形得到环轧坯；4)环轧成形：环轧坯轧制成形至目标尺寸；5)热处理：进行固溶和时效双重热处理，得到Ti2AlNb基合金环件毛坯。该工艺缩短了生产周期，提高了从铸锭到环件的成材率和加工成本。

权利要求

1.一种Ti2AlNb基合金环件的制备工艺，包括铸锭开坯、锻坯制备、环轧坯制备、环轧成形和热处理工序，其特征在于，具体包括如下步骤：

1)铸锭开坯：

将合金铸锭加热至1150～1250℃，保温10～60h后出炉进行锻造，变形速率在0.2～‑1

0.04s ，总锻比不小于3.5，终锻温度不小于1000℃；

然后将铸锭加热至β相变点以上10～80℃，进行1～3火次的镦粗和拔长变形，变形速率‑1

在0.15～0.035s ，要求每火次的总锻比不小于3.5，终锻温度不低于920℃，得到β相区开坯后的坯料；

2)锻坯制备：

将步骤1)中所得坯料在β相变点以下100～20℃进行2～5火次的变形；然后将坯料加热至β相变点以上10～40℃进行1～3火次变形；再将坯料在β相变点以下150～40℃进行3～10火次的变形至目标尺寸，完成锻坯的制备；

3)环轧坯制备：

将锻坯加热至β转变温度以下100～40℃，镦粗后冲孔，采用马架扩孔至环坯的内径为其外径的30％～60％，最后整形得到环轧坯；

4)环轧成形：

环轧坯在相变点以下100～15℃轧制成形至目标尺寸，要求累计环轧锻比不小于1.5；

5)热处理：将步骤4)得到的环件进行固溶和时效双重热处理，得到Ti2AlNb基合金环件毛坯；

所述的固溶热处理制度在β相变点以下100～10℃温度范围内，保温1～6h，固溶后空冷或风冷或油冷；所述时效热处理为700～800℃保温6～40h后空冷。

2.按照权利要求1所述Ti2AlNb基合金环件的制备工艺，其特征在于：所述Ti2AlNb基合金的质量百分比为，Al：9.5％～13％，Nb：38.0～46％，Mo：0～1.5％，Zr：0～1.5％，余量为Ti和其他不可避免的杂质元素。

3.按照权利要求1所述Ti2AlNb基合金环件的制备工艺，其特征在于：步骤2)中所述坯料‑1

在β相变点以下温度的变形，要求每火次的总锻比不小于3，变形速率在0.1～0.03s ；β相变‑1

点以上温度的变形，要求每火次的总锻比不小于3.5，变形速率在0.15～0.04s ；坯料的终锻温度均不低于坯料加热温度以下150℃。

4.按照权利要求1所述Ti2AlNb基合金环件的制备工艺，其特征在于：步骤3)～5)中所述坯料加热至β相变点以上的加热时间t1＝加热系数η1×δ1，δ1为锻坯截面尺寸，单位为毫米，加热系数η1＝0.3～0.6分钟/毫米；坯料加热至β相变点以下的保温时间t2＝加热系数η2×δ2，δ2为锻坯截面尺寸，单位为毫米，加热系数η2＝0.6～1分钟/毫米。

说明书

一种Ti2AlNb基合金环件的制备工艺

技术领域

[0001] 本发明属于钛基金属间化合物加工领域，具体涉及到一种Ti2AlNb基合金环件的制备工艺。

背景技术

[0002] Ti2AlNb作为一种金属间化合物材料，具有长程有序的超点阵结构，可以保证其具有很强的金属键结合，获得优异的高温比强度和蠕变抗力，目前该类合金已成为在650～
750℃长时应用的优选结构材料。该合金有望取代部分高温合金制备转动件或机匣环件，降
低飞行器的重量、提高推重比和燃油效率，更好的满足发动机零件高性能、轻量化的设计要
求。

[0003] Ti2AlNb基环件通常采用大规格半成品棒材作为原材料，通过后续的锻造和环轧等工序得到环件产品。由于Ti2AlNb环件一般要求为细小的双态组织，因此其对环轧坯组织
均匀性的要求相比β相区成形的锻件更高。受棒材冶金质量稳定性的影响，传统工艺制备的
环件的质量稳定性一直无法充分保证。

发明内容

[0004] 本发明的目的在于提供一种Ti2AlNb基合金环件的制备工艺，该工艺缩短了生产周期，提高了从铸锭到环件的成材率和加工成本。环件的组织均匀性和冶金质量稳定性得
到显著提高。

[0005] 本发明提供了一种Ti2AlNb基合金环件的制备工艺，包括铸锭开坯、锻坯制备、环轧坯制备、环轧成形和热处理工序，其特征在于，具体包括如下步骤：

[0006] 1.一种Ti2AlNb基合金环件的制备工艺，包括锻坯制备、锻造成形、热处理工序，其特征在于，具体包括如下步骤：

[0007] 1)铸锭开坯：

[0008] 将合金铸锭加热至1150～1250℃，保温10～60h后出炉进行锻造，变形速率在0.2‑1
～0.04s ，总锻比不小于3.5，终锻温度不小于1000℃；

[0009] 然后将铸锭加热至β相变点以上10～80℃，进行1～3火次的镦粗和拔长变形，变形‑1
速率在0.15～0.035s ，要求每火次的总锻比不小于3.5，终锻温度不低于920℃，得到β相区
开坯后的坯料；

[0010] 2)锻坯制备：

[0011] 将步骤1)中所得坯料在β相变点以下100～20℃进行2～5火次的变形；然后将坯料加热至β相变点以上10～40℃进行1～3火次变形；再将坯料在β相变点以下150～40℃进行3
～10火次的变形至目标尺寸，完成锻坯的制备；

[0012] 3)环轧坯制备：

[0013] 将锻坯加热至β转变温度以下100～40℃，镦粗后冲孔，采用马架扩孔至环坯的内径为其外径的30％～60％，最后整形得到环轧坯；

[0014] 4)环轧成形：

[0015] 环轧坯在相变点以下100～15℃轧制成形至尺寸，要求累计环轧锻比不小于1.5；

[0016] 5)热处理：将步骤3)得到的模锻坯料进行固溶和时效双重热处理，得到Ti2AlNb基合金环件毛坯。

[0017] 所述的固溶热处理制度在β相变点以下100～10℃温度范围内，保温1～6h，固溶后空冷或风冷或油冷；所述时效热处理为700～800℃保温6～40h后空冷。

[0018] 作为优选的技术方案：

[0019] 所述Ti2AlNb基合金的质量百分比为，Al：9.5％～13％，Nb：38.0～46％，Mo：0～1.5％，Zr：0～1.5％，余量为Ti和其他不可避免的杂质元素。

[0020] 步骤2)中所述坯料在β相变点以下温度的变形，要求每火次的总锻比不小于3，变‑1
形速率在0.1～0.03s ；β相变点以上温度的变形，要求每火次的总锻比不小于3.5，变形速
‑1
率在0.15～0.04s ；坯料的终锻温度均不低于坯料加热温度以下150℃。

[0021] 步骤3)中所述坯料加热至β相变点以上温度的保温时间t1＝加热系数η1×δ1，δ1为锻坯截面尺寸，单位为毫米，加热系数η1＝0.3～0.6分钟/毫米；步骤2)、步骤3)和步骤4)中
坯料加热至β相变点以下温度的保温时间t2＝加热系数η2×δ2，δ2为锻坯截面尺寸的最小
值，单位为毫米，加热系数η2＝0.6～1分钟/毫米。

[0022] 进一步优选的，热料回炉保温时间减半。

[0023] 本发明与现有技术相比具有以下优点和有益效果：

[0024] 1)本发明是基于航空航天领域对高稳定性环件的应用需求开发出的一种Ti2AlNb基合金环件的制备工艺，本发明采用铸锭为原材料，依据环件的组织和性能要求设计得到，
不仅提高了产品的质量稳定性，还缩短了制备工艺流程、降低了生产成本。

[0025] 2)采用本发明的制备工艺得到的Ti2AlNb基合金环件其室温强度在1200Mpa以上、屈服强度在1080Mpa以上、延伸率在6％以上、断面收缩率在7％以上；650℃，360Mpa的持久
断裂时间大于100h，700℃，260Mpa的持久断裂时间大于50h；650℃，150Mpa，100h条件下残
余蠕变量小于0.15％；700℃，120Mpa，100h条件下残余蠕变量小于0.20％。

附图说明

[0026] 图1为实施例1制备的Ti2AlNb环件的组织图片；

[0027] 图2为实施例2制备的Ti2AlNb环件的组织图片；

[0028] 图3为实施例3制备的Ti2AlNb环件的组织图片；

[0029] 图4为实施例4制备的Ti2AlNb环件的组织图片。

具体实施方式

[0030] 实施例1：

[0031] 采用直径为380mm的Ti2AlNb基合金铸锭，合金各成分的重量百分比为Al：11.5％，Nb：42％，Mo：0.5％，余量为Ti和其他不可避免的杂质元素，金相法检测合金铸锭的β相变点
为1060℃；

[0032] 1)铸锭开坯：将合金铸锭加热至1200℃，保温20h后出炉进行锻造，完成一次镦、拔‑1
长变形，变形速率为0.1s ，镦粗和拔长的锻比均为1.8，终锻温度不小于1010℃；然后将铸
‑1
锭加热至1105℃，进行2火次的镦粗和拔长变形，每火次完成一镦一拔，变形速率为0.1s ，
镦粗和拔长的锻比均为1.8，锻后空冷，终锻温度不低于950℃，得到开坯后的坯料。

[0033] 2)锻坯制备：将步骤1)中所得坯料在1020℃进行3火次的镦、拔变形，每火次的总‑1
锻比均为3.5，变形速率为0.06s ，终锻温度均不低于900℃，锻后空冷；然后将坯料加热至
‑1
1095℃进行2火次的镦、拔变形，每火次的总锻比均为3.8，变形速率为0.1s ，终锻温度均不
低于950℃，锻后空冷；再将坯料在1010℃进行3火次的镦、拔变形，镦粗和拔长锻比均为
1.8，最后将坯料在990℃进行6火次的锻造变形，每火次的总锻比均不低于为2，变形速率为
‑1
0.07s ，终锻温度均不低于850℃，完成锻坯的制备；坯料表面车光，采用锯床切割直径为
300mm，高度为250mm的锻坯若干个。

[0034] 3)环轧坯制备：将坯料加热至1010℃，保温210min后在水压机依次进行镦粗和冲孔，得到外径为390mm，内径120mm，高度为150mm的环坯，其中镦粗变形量为40％，变形速率
‑1
为0.07s ；整形后坯料回炉保温90min后采用马架扩孔、整形，得到外径为400mm，内径
185mm，高度为160mm的预轧坯；

[0035] 4)终轧：将预轧坯加热至1020℃保温70min后在环轧机上进行成形，得到外径为600mm，内径490mm，高度为160mm的环件。

[0036] 5)热处理：环件经980℃保温2h后油冷和780℃保温24h后空冷得到环件毛坯，最后经粗加工得到外径为580mm，内径505mm，高度为150mm的环件。

[0037] 表1实施例1中Ti2AlNb环件的拉伸性能

[0038]

[0039] 表2实施例1中Ti2AlNb环件的高温蠕变和持久性能

[0040]

[0041] 实施例2：

[0042] 采用直径为380mm的Ti2AlNb基合金铸锭，合金各成分的重量百分比为Al：10.8％，Nb：40.5％，余量为Ti和其他不可避免的杂质元素，金相法检测合金铸锭的β相变点为1060
℃；

[0043] 1)铸锭开坯：将合金铸锭加热至1220℃，保温48h后出炉进行锻造，完成一次镦、拔‑1
长变形，变形速率为0.08s ，镦粗和拔长的锻比均为2，终锻温度不小于1000℃；然后将铸锭
‑1
加热至1100℃，进行1火次的镦粗和拔长变形，总锻比为3.5，变形速率为0.1s ，终锻温度不
低于950℃，锻后空冷，然后将铸锭加热至1080℃，进行1火次的镦粗和拔长变形，总锻比为
‑1
3.5，变形速率为0.1s ，终锻温度不低于920℃，锻后空冷，得到开坯后的坯料。

[0044] 2)锻坯制备：将步骤1)中所得坯料先后在1030℃和980℃分别进行4火次和1火次‑1
的镦、拔变形，每火次的总锻比均为3.2，变形速率为0.07s ，锻后空冷；然后将坯料加热至
‑1
1100℃进行1火次的镦、拔变形，总锻比为3.8，变形速率为0.1s ，终锻温度均不低于950℃，
锻后空冷；再将坯料在1010℃进行2火次的镦、拔变形，每火次总锻比均不低于3，变形速率
‑1
为0.08s ，终锻温度均不低于870℃，最后将坯料在985℃进行4火次的锻造变形，每火次的
‑1
总锻比均不低于为2，变形速率为0.075s ，终锻温度均不低于850℃，完成锻坯的制备；坯料
表面车光，采用锯床切割直径为250mm，高度为350mm的锻坯若干个。

[0045] 3)环轧坯制备：将坯料加热至1030℃，保温240min后在水压机依次进行镦粗和冲孔，得到外径为430mm，内径130mm，高度为115mm的环坯，其中镦粗变形量为67％，变形速率
‑1
0.8s ；整形后坯料回炉保温120min后采用马架扩孔、整形，得到外径为450mm，内径240mm，
高度为130mm的预轧坯；

[0046] 4)终轧：将预轧坯加热至1010℃保温70min后在环轧机上进行成形，得到外径为660mm，内径550mm，高度为130mm的环件。

[0047] 5)热处理：环件经1020℃保温2h后油冷和760℃保温24h后空冷得到环件毛坯，最后经粗加工得到外径为645mm，内径575mm，高度为120mm的环件。

[0048] 表3实施例2中Ti2AlNb环件的拉伸性能

[0049]

[0050] 表4实施例2中Ti2AlNb环件的高温蠕变和持久性能

[0051]

[0052] 实施例3：

[0053] 采用直径为380mm的Ti2AlNb基合金铸锭，合金各成分的重量百分比为Al：10.5％，Nb：39％，Mo：1.0％，Zr：1.0％，余量为Ti和其他不可避免的杂质元素，金相法检测合金铸锭
的β相变点为1050℃；

[0054] 1)铸锭开坯：将合金铸锭加热至1200℃，保温48h后出炉进行锻造，完成一次镦、拔‑1
长变形，变形速率为0.1s ，镦粗和拔长的锻比均为2，终锻温度不小于1010℃；然后将铸锭
‑1
加热至1090℃，进行2火次的镦粗和拔长变形，每火次完成一镦一拔，变形速率为0.1s ，镦
粗和拔长的锻比均为2，锻后空冷，终锻温度不低于950℃，得到开坯后的坯料。

[0055] 2)锻坯制备：将步骤1)中所得坯料在1030℃进行3火次的镦、拔变形，每火次的总‑1
锻比均为3.5，变形速率为0.07s ，终锻温度均不低于850℃，锻后空冷；然后将坯料加热至
‑1
1090℃进行1火次的镦、拔变形，总锻比为3.5，变形速率为0.1s ，终锻温度均不低于950℃，
锻后空冷；再将坯料在990℃进行1火次的镦、拔变形，镦粗和拔长锻比均为1.7，最后将坯料
‑1
在1000℃进行4火次的锻造变形，每火次的总锻比均不低于为2，变形速率为0.07s ，终锻温
度均不低于850℃，完成锻坯的制备；坯料表面车光，采用锯床切割直径为300mm，高度为
400mm的锻坯若干个。

[0056] 3)环轧坯制备：将坯料加热至1000℃，保温250min后在水压机依次进行镦粗和冲孔，得到外径为450mm，内径130mm，高度为160mm的环坯，其中镦粗变形量为55％，变形速率
‑1
为0.8s ；整形后坯料回炉保温130min后采用马架扩孔、整形，得到外径为490mm，内径
250mm，高度为160mm的预轧坯。

[0057] 4)终轧：将预轧坯加热至1020℃保温70min后在环轧机上进行成形，得到外径为700mm，内径590mm，高度为200mm的环件。

[0058] 5)热处理：环件经1005℃保温2h后油冷和780℃保温24h后空冷得到环件毛坯，最后经粗加工得到外径为680mm，内径605mm，高度为185mm的环件。

[0059] 表5实施例3中Ti2AlNb环件的拉伸性能

[0060]

[0061] 表6实施例3中Ti2AlNb环件的高温蠕变和持久性能

[0062]

[0063] 实施例4：

[0064] 采用直径为380mm的Ti2AlNb基合金铸锭，合金各成分的重量百分比为Al：12％，Nb：40％，Mo：1.3％，余量为Ti和其他不可避免的杂质元素，金相法检测合金铸锭的β相变点
为1060℃；

[0065] 1)铸锭开坯：将合金铸锭加热至1200℃，保温20h后出炉进行锻造，完成一次镦、拔‑1
长变形，变形速率为0.15s ，镦粗和拔长的锻比均为2，终锻温度不小于1010℃；然后将铸锭
‑1
加热至1105℃，进行1火次的镦粗和拔长变形，变形速率为0.1s ，镦粗和拔长的锻比均为2，
锻后空冷，终锻温度不低于960℃，得到开坯后的坯料。

[0066] 2)锻坯制备：将步骤1)中所得坯料在1030℃进行2火次的镦、拔变形，每火次的总‑1
锻比均为3.5，变形速率为0.08s ，终锻温度均不低于900℃，锻后空冷；然后将坯料加热至
‑1
1095℃进行1火次的镦、拔变形，每火次的总锻比均为3.5，变形速率为0.1s ，终锻温度均不
低于950℃，锻后空冷；最后将坯料在990℃进行7火次的锻造变形，每火次的总锻比均不低
‑1
于为2，变形速率为0.075s ，终锻温度均不低于850℃，完成锻坯的制备；坯料表面车光，采
用锯床切割直径为280mm，高度为400mm的锻坯若干个。

[0067] 3)环轧坯制备：将坯料加热至1010℃，保温200min后在水压机依次进行镦粗和冲孔，得到外径为400mm，内径130mm，高度为200mm的环坯，其中镦粗变形量为50％，变形速率
‑1
0.5s ；整形后坯料回炉保温100min后采用马架扩孔、整形，得到外径为450mm，内径260mm，
高度为200mm的预轧坯；

[0068] 4)终轧：将预轧坯加热至1020℃保温70min后在环轧机上进行成形，得到外径为650mm，内径550mm，高度为200mm的环件。

[0069] 5)热处理：环件经980℃保温2h后空冷和760℃保温24h后空冷得到环件毛坯，最后经粗加工得到外径为540mm，内径460mm，高度为260mm的环件。

[0070] 表7实施例4中Ti2AlNb环件的拉伸性能

[0071]

[0072] 表8实施例4中Ti2AlNb环件的高温蠕变和持久性能

[0073]

[0074] 上述实施例只为说明本发明的技术构思及特点，其目的在于让熟悉此项技术的人士能够了解本发明的内容并据以实施，并不能以此限制本发明的保护范围。凡根据本发明
精神实质所作的等效变化或修饰，都应涵盖在本发明的保护范围之内。