本发明涉及钛合金棒材锻造技术领域，具有涉及一种材料的短流程、过程可控性强的自由锻造加工工艺，用于tb6钛合金大规格铸锭生产的大规格棒材，解决在锻造过程中tb6合金局部晶粒异常长大及成品棒材β斑问题，棒材的主要规格为φ120~φ400mm，该合金棒材可以用于制备飞机机身、机翼和起落架等关键结构件。
背景技术：
tb6钛合金名义成分为ti-10v-2fe-3al，是一种高强、高韧和高淬透性的近β型钛合金。tb6钛合金由于其成分含有2%左右的fe元素，fe元素分配系数较小，极易在熔炼、加工过程中形成β斑（β斑指在β转变温度以下25℃或在775℃经热处理后，初生α相＜5%的区域，在任意方向≥0.76mm，一般认为fe元素的波动＜0.3%，即可不会产生β斑），且使用的铸锭规格越大，成品棒材产生β斑的机率越大。目前国内采用大规格铸锭（铸锭直径≥520mm且铸锭重量≥1.5吨）生产大规格（棒材直径≥120mm）棒材，一直存在β斑问题，导致tb6钛合金在国内无法大规模应用，此为行业内公认的技术难点；tb6钛合金为近β合金，其晶粒的大小对再结晶温度、加热时间、变形量、变形速度等锻造工艺参数极其敏感，工艺可锻区间极窄，工艺设计不合理极易造成局部晶粒异常长大而导致组织不均匀，此其为锻造过程中的另一难点。
随着我国航空工业的飞速发展，tb6钛合金用量急剧增加，在解决其技术难题前提下，需兼顾生产成本保证其大规模生产的经济性，实现质量与成本的最优匹配。本专利针对上述背景情况，开展φ120~φ400mm棒材自由锻造加工技术研究，解决其技术难点，提供一种短流程、过程可控性强的自由锻造加工工艺，实现tb6钛合金大规格棒材的规模化生产，满足航空工业发展的需要。
技术实现要素：
针对上述现有技术存在的不足，本发明的目的是提供一种tb6钛合金大规格棒材自由锻造方法，以生产出无异常长大大晶粒、无β斑的，组织均匀性良好、锻造火次较少（短流程低锻造成本）、性能优良、直径为φ120~φ400mm的大规格α＋β两相区组织棒材，解决了其行业内技术难点，且其力学性能富余量充足，适宜于工业化生产。
为实现上述目的，本发明的原料为φ520~720mm的大规格tb6钛合金铸锭（铸锭重量≥1.5吨），其锻造方法的工艺路线是：铸锭高温均匀化处理后开坯镦拔→首次α+β相区镦拔→首次β再结晶处理后镦拔→第2次α+β相区镦拔→第2次β再结晶处理后镦拔→第3次α+β相区镦拔成型。
本发明的具体技术方案是提供一种tb6钛合金大规格棒材自由锻造方法，是通过如下步骤来实现的：
（1）铸锭高温均匀化处理后开坯镦拔
高温均匀化处理加热温度为1150℃～1300℃，保温总时间为2880~9000min（时间越长或者温度越高，成分均匀化效果越好），火次控制在1~2火，总锻比控制在5.00~10.00之间，镦粗速率控制在5mm/s~30mm/s，锻后采用热料回炉或空冷；
（2）首次α+β相区镦拔
加热温度在相变点以下30℃~70℃，保温时间为［（0.50～0.85）×坯料最小横截尺寸］min，火次控制为1火，总锻造比控制在1.90～4.00之间，镦粗速率控制在5mm/s~20mm/s，锻后采用热料回炉进行首次β再结晶处理后锻造；
（3）首次β再结晶处理后镦拔
首次β再结晶处理加热温度为相变点以上60℃~120℃，保温时间为［（0.30～0.60）×坯料最小横截尺寸+60］min，火次控制为1火，总锻造比控制在1.20～1.50之间，镦粗速率控制在5mm/s~30mm/s，锻后采用空冷；
（4）第2次α+β相区镦拔
加热温度在相变点以下30℃~70℃，保温时间为［（0.50～0.85）×坯料最小横截尺寸］min，火次控制为1火，总锻造比控制在1.90～4.00之间，镦粗速率控制在5mm/s~20mm/s，锻后采用热料回炉进行第2次β再结晶处理后锻造；
（5）第2次β再结晶处理后镦拔
第2次β再结晶处理加热温度为相变点以上60℃~100℃，保温时间为［（0.30～0.60）×坯料最小横截尺寸+60］min，火次控制为1火，总锻造比控制在1.20～1.50之间，镦粗速率控制在5mm/s~30mm/s，锻后采用空冷；
（6）第3次α+β相区镦拔成型
加热温度在相变点以下35℃~70℃，保温时间为（0.50～0.85）×坯料最小横截尺寸min，火次控制为3~6火之间，镦粗速率控制在5mm/s~20mm/s，总锻造比控制在7.00～12.00之间，锻后采用热料回炉或空冷。
与现有锻造技术相比，本发明的创新性和有益效果如下：
1、本发明开坯采用长时间高温均匀化处理，且首创其保温时间要求≥2880min，使fe元素充分扩散均匀化，并将控制α+β相区镦粗速率控制在5mm/s~20mm/s，防止锻造过程局部过热，有效解决棒材无β斑难题；
2、本发明采用两次β再结晶热处理，充分保证晶粒均匀，同时控制热处理之后镦拔的锻比及镦粗速率，有效细化晶粒而不至于产生局部异常长大晶粒；
3、本发明在解决其技术难点的同时，与常规锻造工艺相比，使用较少的总锻造火次（总火次控制在8-12火之间，热料回炉后冷料装炉火次控制在5~7火之间），使其锻造流程较短，有效降低生产成本，可实现大规模工业化生产交付。
附图说明
图1为本发明实施例一所制备得到的φ200mm规格棒材的低倍组织；
图2为本发明实施例一所制备得到的φ200mm规格棒材的显微组织；
图3为与本发明实施例一进行对比的对比例一所制备得到的φ200mm规格棒材的低倍组织；
图4为本发明实施例二所制备得到的φ350mm规格棒材的低倍组织；
图5为本发明实施例二所制备得到的φ350mm规格棒材的显微组织组织；
图6为与本发明实施例二进行对比的对比例二所制备得到的φ350mm规格棒材的显微组织。
具体实施方式
现结合附图及具体实施例，来对本发明作进一步的阐述。以下仅为本发明的优选实施例，并非用于限制本发明的保护范围。任何在不脱离本发明构思前提下的相同或相似方案均应落在本发明的保护范围内。且下文中：“◇”指代的是横截面为八边形的坯料的高度，“□”指代的是横截面为方形的坯料的高度，“φ”指代的是横截面为圆形的坯料的直径。
实施例一
本实施例的tb6钛合金大规格棒材自由锻造方法，具体是通过以下步骤来实现的：
（1）铸锭高温均匀化处理后开坯镦拔
选取φ680mm规格铸锭，相变点（tβ）为800℃。第1火高温均匀化温度选择为1200℃，保温时间选择为3300min，2镦2拔锻至◇600mm，锻比选择为2.48，锻后采用空冷；第2火高温均匀化温度选择为1200℃，保温时间选择为3300min，2镦2拔锻至◇600mm，锻比选择为2.24，锻后采用空冷；
（2）首次α+β相区镦拔
第3火加热温度选择为тβ-45℃，保温时间选择为450min，2镦2拔至◇600mm，锻比选择为2.66，锻后热料回炉锻第4火；
（3）首次β再结晶处理后镦拔
第4火β再结晶处理温度选择为тβ+120℃，保温时间选择为330min，1镦1拔至□545mm，锻比选择为1.30，锻后采用空冷；
（4）第2次α+β相区镦拔
第5火加热温度选择为тβ-45℃，保温时间选择为450min，2镦2拔至◇600mm，锻比选择为2.30，锻后热料回炉锻第6火；
（5）第2次β再结晶处理后镦拔
第6火β再结晶处理温度选择为тβ+80℃，保温时间选择为330min，1镦1拔至□545mm，锻比选择为1.30，锻后采用空冷；
（6）第3次α+β相区镦拔成型
第7火加热温度选择为тβ-45℃，保温时间选择为420min，1镦3拔至◇500mm，锻比选择为2.16，锻后采用空冷。第8火加热温度选择为тβ-45℃，保温时间选择为420min，3拔至□320mm，锻比选择为2.00，锻后采用空冷。第9火加热温度选择为тβ-45℃，保温时间选择为240min，2拔至◇250mm，锻比选择为1.96，锻后采用空冷。第10火加热温度选择为тβ-45℃，保温时间选择为150min，2拔至φ215mm，锻比选择为1.34，锻后采用空冷。
对比例一
除不进行第2次β再结晶处理后镦拔的操作外，其余步骤同实施例一。
图1是经过本实施例一锻造制备出的φ200mm规格棒材的低倍组织图，可以看出低倍无目视可见的冶金缺陷，组织均匀，呈模糊晶。图2是对比例一（未使用第2次β再结晶热处理后）的锻造工艺所制备出的φ200mm规格棒材的低倍组织图，可以看出低倍上目视可见的异常长大晶粒，组织不均匀。图3是经过本实施例一锻造制备出的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，均无β斑区域。
实施例二
本实施例的tb6钛合金大规格棒材自由锻造方法，具体是通过以下步骤来实现的：
（1）铸锭高温均匀化处理后开坯镦拔
选取φ680mm规格铸锭，相变点（tβ）为795℃。第1火高温均匀化温度选择为1250℃，保温时间选择为2880min，1拔锻至φ610mm，锻比选择为1.17，锻后采用空冷；第2火高温均匀化温度选择为1250℃，保温时间选择为2880min，2镦2拔锻至◇600mm，锻比选择为7.84，锻后采用空冷；
（2）首次α+β相区镦拔
第3火加热温度选择为тβ-40℃，保温时间选择为420min，2镦2拔至◇580mm，锻比选择为2.31，锻后热料回炉锻第4火；
（3）首次β再结晶处理后镦拔
第4火β再结晶处理温度选择为тβ+120℃，保温时间选择为330min，1镦1拔至□530mm，锻比选择为1.30，锻后采用空冷；
（4）第2次α+β相区镦拔
第5火加热温度选择为тβ-40℃，保温时间选择为450min，2镦2拔至◇580mm，锻比选择为2.03，锻后热料回炉锻第6火；
（5）第2次β再结晶处理后镦拔
第6火β再结晶处理温度选择为тβ+80℃，保温时间选择为330min，1镦1拔至□580mm，锻比选择为1.30，锻后采用空冷；
（6）第3次α+β相区镦拔成型
第7火加热温度选择为тβ-40℃，保温时间选择为450min，2镦2拔至◇580mm，锻比选择为2.50，锻后采用空冷。第8火加热温度选择为тβ-40℃，保温时间选择为450min，1镦3拔至◇480mm，锻比选择为2.28，锻后采用空冷。第9火加热温度选择为тβ-40℃，保温时间选择为330min，3拔至φ380mm，锻比选择为1.68，锻后采用空冷。第10火加热温度选择为тβ-40℃，保温时间选择为270min，1拔至φ365mm，锻比选择为1.08，锻后采用空冷。
对比例二
除在开坯镦拔之前不进行高温均匀化处理的操作外，其余步骤同实施例二。
图4是经过实施例二锻造制备出的φ350mm规格棒材的低倍组织图，可以看出低倍无目视可见的冶金缺陷，组织均匀，呈模糊晶。图5是经过实施例二锻造制备出的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，均无β斑区域。图6是对比例二（未使用高温均匀化处理）的锻造工艺，制备出的φ350mm规格棒材相应边部和心部的显微组织，可以看出边部与心部的初生α相含量有明显差异，心部出现β斑区域。
表1是使用高温均匀化处理后fe元素成分波动的变化情况，可以看出使用高温均匀化处理后，fe元素的波动由0.37%降到0.12%，故使用高温均匀化处理后能有效防止β斑区域的出现：
表1φ350mm规格棒材的成分波动（使用高温均匀化处理后fe元素的变化）