一种Ti2AlNb基合金环件的制备工艺

机械加工,机床金属加工设备的制造及其加工,应用技术一种ti2alnb基合金环件的制备工艺技术领域1.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：2.ti2alnb合金(o相)是在ti3al(α2相)基合金的基础上发展起来的新型钛合金，与ti3al基合金相比o相合金的使用温度可从650℃提高到750℃。由于nb元素的作用使o相较α2相表现出更好的塑性、强度、蠕变和抗氧化性能，因此ti2alnb合金是制作航空发动机和超音速及高超音速巡航弹的机匣环件的备选材料。3.由于ti2alnb合金中β相含量较高，合金的初始蠕变速率较大，持久性能降低，因此ti2alnb锻件一般采用β锻造工艺，以获得具有粗大原始β晶粒的网篮组织，提高合金的蠕变和持久抗力。但对于环锻件合金采用β相区成形工艺控制较困难，成形过程中的温降较快，合金易开裂，终轧变形量不能保证，尤其对于薄壁环件，合金的成形难度更大，不能采用专利(专利号：cn202010194868.5)中所述的制备工艺进行β相区环扎成形。而双态组织的ti2alnb合金断裂韧性较低，无法满足现在航空航天领域对部件损伤容限的要求。4.中国专利《一种ti2alnb基合金环件的制备工艺》(专利号：cn202010882092.6)给出了一种由铸锭到环件的全流程制备工艺，目的是得到细晶组织的环件，但环件的断裂韧性和持久性不能有效改善。中国专利《ti2alnb基合金机匣环件的轧制成形及热处理工艺》(专利号：cn201410305093.9)给出了一种采用ti2alnb棒材制备机匣环件的方法，由于ti2alnb棒材为细晶组织，所以该工艺只能得到原始β晶粒细小的双态组织，也不利于合金持久和蠕变性能的改善。该发明虽然也采用多火次小变形量的轧制方法，但其目的和作用是为了减少成形过程的开裂，而本发明通过锻坯制备工序得到均匀粗大的原始β晶粒的坯料，随后轧制方法的主要目的是抑制晶粒的再结晶，得到粗大、但均匀的原始β晶粒以提高合金的持久和蠕变性能。技术实现要素：5.为解决上述技术问题，提出了一种ti2alnb基合金环件的制备工艺，该工艺采用开坯后的铸锭通过锻坯制备工艺和环扎工艺的配合，完成环件的制备。制备的环件热处理后的组织为具有粗大原始β晶粒的双态组织，其更好地兼顾了合金的强韧性和成形工艺的稳定性；具体技术方案如下：6.一种ti2alnb基合金环件的制备工艺，具体包括如下步骤：7.1)锻坯制备：将经β开坯后的铸锭在β相变点以下100～40℃进行3～6火次的变形；然后将坯料加热至β相变点以上20～40℃进行热处理；再将坯料在β相变点以下40～30℃进行两火次的变形至目标尺寸，完成锻坯的制备；8.2)环轧成形：锻坯在β转变温度以下30～20℃完成冲孔和环扎，该工序可多火次完成，并要求每火次的变形量不超过25％。9.所述的一种ti2alnb基合金环件的制备工艺，其优选方案为，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％，余量为ti和其他不可避免的杂质元素。10.所述的一种ti2alnb基合金环件的制备工艺，其优选方案为，步骤1)中所述β开坯后的铸锭的开坯工艺为：将合金铸锭加热至1150～1250℃，保温10～20h后出炉进行镦拔锻造，要求镦粗锻比不小于2，且总锻比不小于4；然后将铸锭加热至β相变点以上10～40℃，进行1～2火次的镦粗和拔长变形，要求每火次的镦粗锻比均不小于2，总锻比不小于4，即得到β相区开坯后的坯料。11.所述的一种ti2alnb基合金环件的制备工艺，其优选方案为，步骤1)中所述坯料加热至β相变点以上20～40℃进行热处理的保温时间为1～2h。12.所述的一种ti2alnb基合金环件的制备工艺，其优选方案为，步骤1)中所述坯料在β相变点以下50～30℃进行2火次变形的总锻比6～8，且每火次的锻比均不大于4。13.所述的一种ti2alnb基合金环件的制备工艺，其优选方案为，步骤2)得到的环件进行固溶和时效热处理，然后机加工表面后即可得到ti2alnb基合金环件毛坯。14.本发明与现有技术相比具有以下优点和有益效果：15.本发明提出了一种制备具有高持久、蠕变抗力和断裂韧性的ti2alnb基合金环件的制备工艺，该工艺制备的环件组织的原始β晶粒尺寸0.5～1mm，远高于传统细晶组织，结合合金的热处理工艺的调整，使环件具备强塑性的良好匹配。16.1)本发明是基于航空航天领域对高温轻质机匣环件高损伤容限和高持久抗力的应用需求开发出的一种ti2alnb合金环件的制备工艺，本发明采用开坯后的铸锭为原材料，通过制坯和环扎工艺的配合，制备出更适合航空和航天需求的耐高温机匣环件。制备的产品质量稳定，工艺流程短、修磨量地、成品率高。17.2)采用本发明的制备工艺得到的ti2alnb基合金环件其700℃，260mpa的持久断裂时间大于70h；650℃，150mpa，100h条件下残余蠕变量小于0.12％；700℃，120mpa，100h条件下残余蠕变量小于0.15％，室温断裂韧性大于38mpa·m1/2。附图说明18.图1为实施例1制备的ti2alnb环件的组织图片；19.图2为实施例2制备的ti2alnb环件的组织图片。具体实施方式20.如图1图2所示，本发明实施例均采用直径为480mm的ti2alnb基合金铸锭，合金各成分的重量百分比为al：11.2％，nb：42％，mo：0.8％，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1054℃；将合金铸锭加热至1200℃，保温15h后出炉进行锻造，完成一次镦、拔长变形，变形速率为0.1s-1，其中镦粗锻比为3，拔长锻比均2.5；然后将铸锭加热至1064℃，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0.08s-1，镦粗和拔长的锻比均为2.2，锻后空冷，终锻温度不低于950℃，得到开坯后的坯料。21.实施例1：22.1)锻坯制备：将步骤1)中所得坯料在990℃进行3火次的镦、拔变形，每火次的总锻比均为3.5锻后空冷；然后将坯料加热至960℃进行两火次的镦、拔变形，每火次的总锻比均为3，锻后空冷；再将坯料加热至1082℃热透后保温2h后空冷，最后将坯料在1020℃进行2火次的镦、拔变形，每火次锻比均为3.5；得到锻坯。23.2)环轧坯制备：将坯料加热至1014℃，在水压机依次进行镦粗和冲孔，得到环坯，整形后坯料回炉保温后采用马架扩孔、整形，得到预轧坯，最后将预轧坯在1014℃在环轧机上进行成形；该工序每火次的变形量均在20～25％之间；24.最后环件经1035℃保温2h后水冷，然后在920℃保温3h后水冷，最后在760℃保温24h后空冷得到环件毛坯，环件外径为580mm，壁厚为25mm的环件，高度为100mm的环件。25.表1 实施例1中ti2alnb锻件的高温蠕变和持久性能[0026][0027]实施例2：[0028]1)锻坯制备：将步骤1)中所得坯料在990℃进行5火次的镦、拔变形，每火次的总锻比均为3.5锻后空冷；再将坯料加热至1062℃热透后保温1.5h后空冷，最后将坯料在1020℃进行2火次的镦、拔变形，每火次锻比均为3.5，得到锻坯；[0029]2)环轧坯制备：将坯料加热至1014℃，在水压机依次进行镦粗和冲孔，得到环坯，整形后坯料回炉保温后采用马架扩孔、整形，得到预轧坯，最后将预轧坯在1014℃在环轧机上进行成形。该工序每火次的变形量均在20～25％之间；[0030]最后环件经960℃保温2h后油冷和760℃保温24h后空冷得到环件毛坯，环件外径为580mm，壁厚为25mm的环件，高度为100mm的环件。[0031]表2 实施例2中ti2alnb锻件的高温蠕变和持久性能[0032][0033]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。









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