发动机用耐高温钛合金大规格棒材的锻造方法与流程

本发明属于钛合金技术领域，具体涉及发动机用耐高温钛合金大规格棒材的锻造方法。

背景技术：

WSTi64311SC高温钛合金是能够用于加工航空发动机叶片、盘件以及离心叶轮等关键部件的600℃高温钛合金，能够满足我国高推重比、低能耗的涡扇和涡轴发动机需求。该合金使用温度已经达到钛合金能够长期稳定使用的极限，并且综合力学性能匹配，可以加工成薄壁、大直径或者双性能零部件，代替GH4169高温合金，可以减重40％以上，大大减轻了发动机的重量，是突破国产发动机瓶颈的关键材料。

该合金属于Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si合金系，是铝当量高达8.8的近α型钛合金，合金的力学性能主要取决于晶粒尺寸、初生α相含量及尺寸、次生α相尺寸以及宏观织构分布均匀性，只有获得均匀细小、无织构以及约15％弥散分布初生α相的双态组织，才能保证零部件服役性能达到最佳匹配。在航空发动机用零部件加工过程中，变形速率和变形量均受到零件尺寸及结构限制，难以通过动态再结晶原理实现组织细化和均匀化，因此需要制备出高均匀细小且无宏观织构的大规格棒材，以满足发动机零部件对材料稳定性和可靠性的要求。

对于超过Φ200mm规格大规格WSTi64311SC钛合金棒材，相变温度高达1050℃，α+β相区宽度仅为70℃，而普通两相钛合金两相区约200℃，棒材心部和边部导热速率差异显著，另外，合金元素含量高达17％，两相区变形抗力剧烈增加，变形心部锻透性差，变形速率较大容易引起物料开裂，裂纹具有很强的延伸性，不容易被打磨掉，特别是在尖锐的棱角处，如果温度略有降低就会产生很大的裂纹，导致锻造无法进行，变形量较小或加热温度较高难以实现良好的组织细化效果。

技术实现要素：

本发明的目的是提供一种发动机用耐高温钛合金大规格棒材的锻造方法，用于生产组织均匀性良好、直径Φ200～Φ300mm的发动机用600℃高温WSTi64311SC钛合金大规格棒材。

本发明所采用的技术方案是，发动机用耐高温钛合金大规格棒材的锻造方法，具体包括以下步骤：

步骤1，开坯锻造：

对铸锭进行三火次开坯锻造，第一火次进行拔长变形，第二、三火次为镦粗和拔长变形，锻后均采用水淬；

步骤2，中间锻造：

将经步骤1开坯锻造后的铸锭在两相区进行多火次等温改锻，进一步细化和均匀化坯料的组织，锻后采用空冷；

步骤3，成品锻造：

将经步骤2中间锻造的锻坯在相变点以下60℃～80℃加热，摔圆，锻后采用空冷，即得到WSTi64311SC钛合金棒材。

本发明的特点还在于，

步骤1中第一火次加热温度为1150℃～1250℃，保温时间为8～10小时，锻比控制在1.4～1.6之间。

步骤1中第二火次、第三火次加热温度选分别为1090℃～1110℃、1070℃～1090℃，每火次加热保温6～8小时，每火次镦拔锻比控制在2.2～3.2之间。

步骤2中多火次等温改锻过程中，每火次加热温度在相变点以下50℃～70℃进行，每火次均采用石棉包裹，物料出炉后依次进行镦粗、拔长，每火次锻造比控制在2.0～3.0之间。

石棉厚度为20mm～50mm。

步骤3中摔圆时锻造比控制在1.1～1.3之间。

步骤1和步骤2每火次锻造后均对锻坯进行倒八方处理。

用于生产WSTi64311SC合金Φ200～Φ300mm规格棒材。

本发明的有益效果是，本发明通过对WSTi64311SC钛合金每火次的锻造过程进行倒八方处理，避免了出现变形不均匀或死区；采用石棉包裹坯料，避免了坯料温度降低导致的裂纹；另外，在相变点以上进行三火次开坯，保证了坯料获得均匀化的组织，最终获得了低倍组织均匀模糊，高倍组织等轴细小的大规格WSTi64311SC钛合金棒材。

附图说明

图1是本发明实施例1制备的Φ300mm规格棒材的低倍组织图；

图2是本发明实施例1制备的Φ300mm规格棒材边部显微组织图；

图3是本发明实施例1制备的Φ300mm规格棒材心部显微组织图；

图4是本发明实施例2制备的Φ200mm规格棒材的低倍组织图；

图5是本发明实施例2制备的Φ200mm规格棒材边部显微组织图；

图6是本发明实施例2制备的Φ200mm规格棒材部显微组织图。

具体实施方式

下面结合附图和实施例对本发明进行详细说明。

本发明发动机用耐高温钛合金大规格棒材的锻造方法，具体包括以下步骤：

步骤1，开坯锻造：

铸锭开坯分三火锻造完成，第一火锻造加热温度选取1150℃～1250℃，加热8～10小时后出炉，对铸锭进行一次拔长变形，变形完成后进行倒八方处理，以有效避免尖锐棱角的出现，避免在棱角处出现变形死区，锻比控制在1.4～1.6之间。第二火和第三火开坯温度选取1090℃～1110℃和1070℃～1090℃，每火加热保温6～8小时，出炉后完成镦粗和拔长，拔长后进行倒八方处理，每火镦拔锻比控制在2.2～3.2之间，锻后均采用水淬。

步骤2，中间锻造：

将经步骤1开坯锻造后的铸锭在两相区进行多火次等温改锻，每火次加热温度选取在相变点以下50℃～70℃进行，避免锻造温度超出热加工窗口，每火次均采用20mm～50mm厚石棉包裹，有利于提高终锻温度，避免坯料温度降低导致的裂纹，物料出炉后依次进行镦粗、拔长以及倒八方处理，每火次锻造比控制在2.0～3.0之间，进一步细化和均匀化坯料的组织，锻后采用空冷。

步骤3，成品锻造：

将经步骤2中间锻造的锻坯在相变点以下60℃～80℃加热，摔圆，摔圆时锻造比控制在1.1～1.3之间，锻后采用空冷，即得到WSTi64311SC钛合金棒材。

步骤4，整体热处理：

采用惧怯方式沿棒材横向截取厚度为30mm试样片，试样片直径与棒材相同。对试样片整体进行固溶时效热处理，其中固溶温度为相变点下15℃～25℃，固溶保温时间为1.5h～3.0h，固溶处理后进行水淬，时效温度为700℃～800℃，时效时间为2h～8h，时效处理后进行空冷。选取相变点下15℃～25℃进行固溶可保证组织中保留约15％体积分数的初生α相，保温2h可保证锻态组织完成静态再结晶，少量初生α相能够有效地阻碍β晶粒长大，进而促进组织细化和均匀化，采用水淬可以使残余β相保持亚稳状态，在时效过程中分解，形成细小密集的次生α相，可以有效的阻碍裂纹沿晶内扩展，进而达到综合匹配的力学性能。

本发明对WSTi64311SC钛合金每火次的锻造过程进行倒八方处理，避免了出现变形不均匀或死区；采用石棉包裹坯料，避免了坯料温度降低导致的裂纹；另外，在相变点以上进行三火次开坯，保证坯料获得均匀化的组织。

实施例1

步骤1，开坯锻造：

铸锭开坯分三火锻造完成，第一火锻造加热温度选取1150℃，加热10小时后出炉，对铸锭进行一次拔长变形，变形完成后进行倒八方处理，锻比为1.4。第二火和第三火开坯温度选取1090℃和1070℃，每火加热保温8小时，出炉后进行镦粗和拔长，拔长后做倒八方处理，每火镦拔锻比为2.2，锻后均采用水淬。

步骤2，中间锻造：

将经步骤1开坯锻造后的铸锭在两相区等温改锻七火次，每火次加热温度选取在相变点以下50℃(1000℃)进行，避免锻造温度超出热加工窗口，每火次均采用50mm厚石棉包裹，物料出炉后依次进行镦粗、拔长以及倒八方处理，每火次锻造比为2.0，锻后采用空冷。

步骤3，成品锻造：

将经步骤2中间锻造的锻坯在相变点以下60℃(990℃)加热，摔圆，摔圆时锻造比为1.1，锻到成品尺寸Φ300mm，锻后采用空冷，即得到WSTi64311SC钛合金棒材。

实施例2

步骤1，开坯锻造：

铸锭开坯分三火锻造完成，第一火锻造加热温度选取1200℃，加热8小时后出炉，对铸锭进行一次拔长变形，变形完成后进行倒八方处理，以有效避免尖锐棱角的出现，避免在棱角处出现变形死区，锻比为1.6。第二火和第三火开坯温度选取1100℃和1080℃，每火加热保温6小时，出炉后完成镦粗和拔长，拔长后进行倒八方处理，每火镦拔锻比为3.2之间，锻后均采用水淬。

步骤2，中间锻造：

将经步骤1开坯锻造后的铸锭在两相区进行等温改锻，每火次加热温度选取在相变点以下70℃(980℃)进行，避免锻造温度超出热加工窗口，每火次均采用20mm厚石棉包裹，物料出炉后依次进行镦粗、拔长以及倒八方处理，每火次锻造比为3.0之间，进一步细化和均匀化坯料的组织，锻后采用空冷。

步骤3，成品锻造：

将经步骤2中间锻造的锻坯在相变点以下80℃(970℃)加热，摔圆，摔圆时锻造比为1.3，锻到成品尺寸Φ200mm，锻后采用空冷，即得到WSTi64311SC钛合金棒材。

实施例3

步骤1，开坯锻造：

铸锭开坯分三火锻造完成，第一火锻造加热温度选取1250℃，加热9小时后出炉，对铸锭进行一次拔长变形，变形完成后进行倒八方处理，锻比为1.5。第二火和第三火开坯温度选取1110℃和1090℃，每火加热保温7小时，出炉后进行镦粗和拔长，拔长后做倒八方处理，每火镦拔锻比为3.0，锻后均采用水淬。

步骤2，中间锻造：

将经步骤1开坯锻造后的铸锭在两相区等温改锻七火次，每火次加热温度选取在相变点以下60℃(990℃)进行，避免锻造温度超出热加工窗口，每火次均采用30mm厚石棉包裹，物料出炉后依次进行镦粗、拔长以及倒八方处理，每火次锻造比为2.5，锻后采用空冷。

步骤3，成品锻造：

将经步骤2中间锻造的锻坯在相变点以下70℃(980℃)加热，摔圆，摔圆时锻造比为1.2，锻到成品尺寸Φ250mm，锻后采用空冷，即得到WSTi64311SC钛合金棒材。

图1是经过本工艺锻造制备出成品规格为Φ300mm棒材的低倍组织图，可以看出低倍无明显的冶金缺陷，组织均匀，呈模糊晶。图2、3为相应棒材的边部和心部的显微组织，可以看出边部与心部的显微组织非常均匀，初生α相尺寸约30μm～40μm。对得到的棒材进行整体热处理，并测试其力学性能，结果如表1所示。

表1 Φ300mm规格棒材力学性能列表

图4是经过本工艺锻造制备出成品规格为Φ200mm棒材的低倍组织图，可以看出低倍无明显的冶金缺陷，组织均匀，呈模糊晶。图5、6为相应棒材的边部和心部的显微组织，可以看出边部与心部的显微组织非常均匀，初生α相尺寸约20μm～30μm。对得到的棒材进行整体热处理，并测试其力学性能，结果如表2所示。

表2 Φ200mm规格棒材力学性能列表

表1和表2数据表明，WSTi64311SC钛合金Φ300mm和Φ200mm规格棒材拥有良好的室温强度和塑性匹配，在600℃条件下，具有良好的高温强度，优异的抗蠕变和耐持久性能，同时保持一定的热稳定性能，满足航空发动机600℃及以下环境使用要求。