本发明涉及钛合金领域，具体说是一种电子束冷床炉熔炼tc4合金铸锭的加工方法及tc4合金板材。
背景技术：
钛合金因其优良的耐蚀性、低密度、高比强度及较好的韧性和焊接性等一系列优点，在航空航天、石油化工、海洋船舶、汽车、医药等部门都得到成功的应用。
真空自耗电弧熔炼法(var)是制备钛合金铸锭的主导工艺方法，但是var铸锭的质量水平限制了其在航空航天等高端领域的应用。为了获得航空发动机用高洁净度优质钛合金材料，电子束冷床熔炼法(ebchm)的应用是正确的选择。美国对于ebchm熔炼钛合金的技术已成熟，eb法一次生产的ti6al4v合金(tc4合金)已被制成了从装甲到体育休闲的多种工业产品，并正向航空领域过渡。美国空军曾自主采用eb炉一次熔炼的tc4扁锭生产的板材进行系统研究，目的是替代多次var板材产品，在军用和民用领域得到了推广应用。
与国际先进水平相比，我国ebchm法的应用尚处于摸索、起步阶段，由于eb熔炼炉的普及，越来越多的技术人员关注冷床炉制备钛合金铸锭，特别是应用最为广泛的tc4合金。因此，亟需一种适用于电子束冷床炉熔炼tc4合金铸锭的加工方法，同时提升电子束冷床炉熔炼tc4合金铸锭的加工品质。
技术实现要素：
本发明的目的在于提供一种电子束冷床炉熔炼tc4合金铸锭的加工方法，该方法获得的tc4合金板材终态组织为等轴组织，且晶粒度细小，其力学性能稳定性优异，并且该方法不包括锻造的步骤，具有加工路线短的优点，尤其适用于大规格宽幅板材的制备。本发明为电子束冷床炉熔炼tc4合金的应用提供了稳定性和可靠性的保障。
本发明采取的技术方案是：
电子束冷床炉熔炼tc4合金铸锭的加工方法，包括如下步骤：利用电子束冷床炉一次熔炼得到tc4合金铸锭；
对tc4合金铸锭进行直轧处理，得到tc4合金板材。
进一步地，所述直轧处理包括在第一温度轧制得到第一板材、在第二温度轧制得到第二板材的步骤。
进一步地，所述直轧处理还包括在第三温度轧制得到第三板材、在第四温度轧制得到第四板材的步骤。
进一步地，所述直轧处理包括纵向轧制或横-纵交叉轧制的步骤，优选，横-纵交叉轧制；
进一步地，所述横-纵交叉轧制包括在得到第二板材后换向，和/或，在得到第三板材后换向，和/或，在得到第四板材后换向的步骤。
进一步地，所述第一板材的轧制方向为铸锭凝固方向。
本发明的纵向轧制方向为铸锭凝固方向。以铸锭规格h(厚度)×b(宽度)×l(长度)为例，l(长度)方向为铸锭连续凝固成形方向，即纵向；b(宽度)向则为横向。
进一步地，所述横-纵交叉轧制为轧制时横向轧制和纵向轧制交替进行，所述纵向轧制的方向为铸锭凝固方向，所述横向轧制的方向为垂直于铸锭凝固方向的铸锭宽度方向。
进一步地，横-纵交叉轧制的具体操作方式如下：
1)在第一温度下，纵向轧制(沿着铸锭凝固方向)得到第一板材；
2)在第二温度下，第一板材水平旋转90°，进行横向轧制(沿着初始铸锭的宽度方向)得到第二板材；优选的，进行横向轧制前，第一板材经表面处理及/或切分；
3)在第三温度下，第二板材水平旋转90°，进行纵向轧制(沿着铸锭凝固方向)得到第三板材；优选的，进行纵向轧制前，第二板材经表面处理及/或切分；
4)在第四温度下，第三板材水平旋转90°，进行横向轧制(沿着初始铸锭的宽度方向)得到第四板材；优选的，进行横向轧制前，第三板材经表面处理及/或切分。
进一步地，所述第一温度为1100-1200℃，优选为1150℃；所述第二温度为900-1000℃，优选为950℃；所述第三温度为900-950℃，优选为920℃；所述第四温度为900-950℃，优选为920℃。
进一步地，所述第一板材的厚度为70-100mm，优选80-90mm，更优选80mm；所述第二板材的厚度为20-50mm，优选25-35mm,更优选25mm；所述第三板材的厚度为10-20mm，优选10-15mm，更优选13mm；所述第四板材的厚度为1-10mm，优选3-9mm，更优选8mm。
进一步地，所述方法还包括对tc4合金板材进行退火处理、固溶和/或时效处理的步骤；
优选的，所述退火处理的温度为720-760℃，更优选，740-760℃；在此温度下既能消除内应力，又能均匀化组织，防止晶粒过于粗大，使综合力学性能良好匹配；时间为1-2小时，冷却方式为空冷；
优选的，所述固溶处理的温度为880-920℃，更优选，900℃；时间为1-2小时，冷却方式为水冷；
优选的，所述时效处理的温度为450-550℃，更优选，500℃；时间为4-5小时，冷却方式为空冷。
本发明还提供了一种tc4合金板材，为上述任一所述方法制备得到的。根据使用目的和要求的不同，可以选择所述tc4合金第二板材作为产品，也可以选择所述tc4合金第四板材作为产品。
本发明的有益效果如下：
本发明应用eb炉一次性制备的tc4合金扁锭，对其板材的直接轧制工艺进行了试验研究。结果表明：铸锭经横-纵交叉轧制后获得了均匀的等轴组织，板材各项力学性能满足gb/t3621-2007和ams6945b-2014的要求，性能稳定性优于传统工艺制备的板材。针对eb炉一次性制备的tc4合金扁锭，最佳的成形工艺为直接轧制的短流程工艺，特别适用于制备大规格宽幅板材。本发明为电子束冷床炉熔炼tc4合金的应用提供了稳定性和可靠性的保障。
附图说明
图1为不同热处理制度下获得板材的金相组织图。其中，图(a)为经720℃×1h/ac处理后的组织；图(b)为经740℃×1h/ac处理后的组织；图(c)为经760℃×1h/ac处理后的组织；图(d)为经850℃×1h/wq+500℃×4h/ac处理后的组织；图(e)为经900℃×1h/wq+500℃×4h/ac处理后的组织；图(f)为经950℃×1h/wq+500℃×4h/ac处理后的组织；图中标尺长度为20μm。
图2为合金中间态不同热处理条件下的金相组织图。其中，第一行从左至右的图(a)、(b)、(c)分别为no.1样品在r、m和sta热处理条件下的金相组织图，图中标尺长度为20μm；第二行从左至右的图(d)、(e)、(f)分别为no.2样品在r、m和sta热处理条件下的金相组织图，图中标尺长度为20μm；第三行从左至右的图(g)、(h)、(i)分别为no.3样品在r、m和sta热处理条件下的金相组织图，图中标尺长度为50μm。
图3为合金终态不同热处理条件下的金相组织图。其中，第一行从左至右的图(a)、(b)、(c)分别为no.1样品在r、m和sta热处理条件下的金相组织图，图中标尺长度为20μm；第二行从左至右的图(d)、(e)、(f)分别为no.2样品在r、m和sta热处理条件下的金相组织图，图中标尺长度为20μm；第三行从左至右的图(g)、(h)、(i)分别为no.3样品在r、m和sta热处理条件下的金相组织图，图中标尺长度为20μm。
具体实施方式
实施例1、eb炉一次性熔炼制备tc4合金扁锭
使用电子束冷床炉一次性熔炼tc4合金原料生产得到tc4合金扁锭，编号分别为no.1，no.2，no.3，铸锭规格及化学成分如表1所示。
表1.tc4合金扁锭的化学成分
上述生产得到tc4合金扁锭的方法如下：
使用引进自乌克兰的3150kwbbmo-01型电子束冷床炉，以海绵钛(1级)、铝钒中间合金(58v)、铝豆、tio2粉和铁钉为tc4合金原料，按照如下步骤进行单次熔炼，得到tc4合金扁锭：
1)启动电子枪阶段：从启动电子枪到原料熔化形成的液体第一次流入结晶器；其中，炉内平均真空度为1.1×10-2torr；时间为84min；
2)铸锭制底阶段：从原料熔化形成的液体第一次流入结晶器至铸锭第一次下拉；其中，炉内平均真空度为9.0×10-3torr；时间为38min；
3)正常熔炼阶段：熔炼速度和熔炼功率基本恒定，从铸锭第一次下拉至熔炼速度和熔炼功率开始下降，其中，炉内平均真空度为6.3×10-3torr。
正常熔炼阶段各电子枪电流功能及功率及其占总功率的比例控制如下：
1—4#电子枪用于原料熔化区，电流控制在7.7a附近，熔化区功率为924kw，占总功率的比例为66％；
5#电子枪用于精炼区，电流控制在6.0a附近，精炼区功率为180kw，占总功率的比例为13％；
6—7#电子枪用于凝固区，电流控制在5.0a附近，凝固区功率为300kw，占总功率的比例为21％。
其它工艺参数为：抽空时间为3.5h、平均熔炼速度为750kg/h、平均进料速度为9mm/min、平均拉锭速度为5.16mm/min，其中，熔炼速度＝拉锭速度×铸锭截面积×tc4合金密度。
4)熔炼结束阶段：从熔炼功率和熔炼速度开始下降至熔炼铸锭结束；时间为30min，炉内平均真空度为5.8×10-3torr。
实施例2、tc4合金扁锭的加工方法
一、直轧成形工艺
将实施例1中表1所示no.1和no.2铸锭直接进行轧制和热处理，获得tc4合金板材，具体如下：
铸锭经扒皮、切冒口后，分别进行板材直轧试验。其中，no.1和no.2铸锭分别进行横-纵交叉轧制和纵向轧制，其中，纵向轧制方向为铸锭凝固方向(说明：铸锭凝固方式为连续凝固，以铸锭规格h(厚度)×b(宽度)×l(长度)为例，则l(长度)方向为铸锭连续凝固成形方向，即纵向；b(宽度)向则为横向)。经过2/4火次轧制，获得厚度δ＝25/8mm板材。
横-纵交叉轧制的具体操作方式：
1)在第一温度下，沿着铸锭凝固方向(纵向)轧制得到第一板材(厚度为80mm)；
2)在第二温度下，第一板材经表面处理及/或切分后，旋转90°，沿着初始铸锭的宽度方向(横向)轧制得到第二板材(厚度为25mm)；
3)在第三温度下，第二板材经表面处理及/或切分后，旋转90°，沿着初始铸锭的凝固方向(纵向)轧制得到第三板材(厚度为13mm)；
4)在第四温度下，第三板材经表面处理及/或切分后，旋转90°，沿着初始铸锭的宽度方向(横向)轧制得到第四板材(厚度为8mm)。
板材经热处理后进行显微组织分析及力学性能测试。热处理工艺具体如下：
退火制度为：720/740/760℃×1h/ac；
固溶加时效处理制度为：850/900℃×1h/wq+500℃×4h/ac及950℃×1h/wq+550℃×4h/ac。
上述不同热处理制度下获得板材的显微组织如图1所示；在板材长度方向和宽度方向上制取标准拉伸试样进行室温拉伸性能测试，所得力学性能如表2所示。
表2横-纵交叉轧制板材(δ＝8mm)的力学性能
注：表2中，rm代表抗拉强度，rp0.2代表塑性延伸为0.2％时对应的强度值，a/％代表断后伸长率，z/％代表断面收缩率，ac代表冷却方式为空气中冷却，wq代表冷却方式为水中冷却，铸锭经横-纵向交叉轧制后，其规格h(厚度)×b(宽度)×l(长度)的定义方式与原始铸锭的一致，横向：拉伸试样长度方向与板材b(宽度)方向一致，纵向：拉伸试样长度方向与板材l(长度)方向一致。
图1的结果显示，板材经740℃×1h/ac退火(图1b)和900℃×1h/wq+500℃×4h/ac固溶时效(图1e)处理后的显微组织更为均匀，晶粒尺寸细小，为均匀的等轴组织；其他热处理制度下的显微组织存在未完全破碎的原始晶界或晶粒过于粗大的问题。由表2可知，板材经740℃×1h/ac退火和900℃×1h/wq+500℃×4h/ac固溶时效处理后的力学性能良好，强-塑性匹配度较好。本实施例以下内容针对740℃×1h/ac退火和900℃×1h/wq+500℃×4h/ac固溶时效处理后的组织力性进行分析。
二、锻轧成形工艺(对照)
将实施例1中表1所示no.3铸锭进行锻-轧成形，具体如下：
no.3铸锭经扒皮、切冒口后、经锻造开坯后进行轧制(纵向轧制)，获得的板材再经热处理后进行组织分析及力学性能测试。热处理工艺具体如下：
退火制度为：750℃×2h，ac；
固溶加时效制度为：900℃×1.5h，wq+550℃×6h，ac。
三、取样、组织分析及力学性能测试
上述不同轧制工艺及取样状态如表3所示。室温拉伸试验在mts材料试验机上进行，结果如表4所示。金相组织观察在奥林巴斯金相显微镜上进行，结果如图2和图3所示。
表3.样品变形方式和取样阶段
注：表3中的δ代表板材的厚度。
四、结果及讨论
1、中间态
表4显示no.1、no.2、no.3样品在中间态(表3中所述)的力学性能。从表4力学性能来看，no.1样品的强度明显高于其他样品，但塑性相对来说是最低的。抛开热加工工艺的影响，其化学成分(如表1所示：fe、o含量较高)对强度的贡献较大。no.2、no.3样品的化学成分相差不大，且no.3板坯的开坯锻造温度高于直轧开坯温度，但是直轧板坯(no.2)的力学性能却优于锻-轧(no.3)板坯。通过对三种不同成分、不同加工工艺的板坯的力学性能分析，杂质元素fe、o作为合金元素加入时，在显著提升合金强度的同时弱化了材料的塑性；对于eb一次制备的扁锭，“锻-轧”工艺没有任何优势，直轧工艺是最佳选择；横-纵向交叉轧制有利于板坯横、纵向性能的均匀性，可针对板材的应用条件选择不同的直轧工艺。
表4.中间态样品的性能
注：表4中，rm代表抗拉强度，rp0.2代表塑性延伸为0.2％时对应的强度值，a/％代表断后伸长率，z/％代表断面收缩率，r代表轧制态或锻态，m代表退火态，sta代表固溶时效态。
图2所示为no.1、no.2、no.3三种样品中间态不同热处理条件下的金相组织：
合金直接轧制后为片层组织，横-纵向交叉轧制的组织(图2a)，部分位置为一致排列的α片层，部分位置为短棒状和等轴状α颗粒；造成这种“混合组织”的原因是：两相区轧制过程中α相发生了不完全再结晶。740℃退火后组织发生静态回复，α片层的量减少，短棒状α相数量增加(图2b)；固溶时效处理后，合金发生了α→β转变，使得初生α相的含量减少、尺寸亦减小，同时变形组织发生再结晶使α形态趋于等轴化(图2c)；
纵向轧制组织中α片层的排列呈现出明显的方向性(图2d)，α片层之间分布着次生等轴α相；退火后组织的差异性不大，仅α片层发生了粗化(图2e)；固溶时效处理后，因发生α→β转变及再结晶，α相以等轴状和短棒状为主，局部区域存在α片条(图2f)；
图2g—图2i所示为合金经β相区锻造+两相区轧制板材的组织，经锻、轧后原始凝固组织的β晶界仍然存在，并沿轧制方向被拉长，在原始β晶界内呈现集束排列的α片层，整个组织和直轧组织差别显著；从传统的对组织均匀性要求来看，该组织为不均匀组织，其原始β晶界没有得到破碎，完整存在，并且晶界区域的组织和晶内差别显著，将影响合金的超声波探伤力学性能。
2、终态
将no.1、no.2、no.3样品继续加工，轧制成δ＝8mm、5mm的薄板，不同热处理状态下的力学性能如表5所示。可以看出，r态3种样品的强度相差不大，但no.3样品的塑性明显降低。m态no.1的综合性能最优；no.2样品的强度略有降低但塑性较好；no.3样品的强度最差。sta态no.3样品强度和延伸率都明显降低，远低于no.1和no.2样品。
表5.终态样品的性能
注：表5中，“/”表示由于板材是非标样品，无法采集该数据。rm代表抗拉强度，rp0.2代表塑性延伸为0.2％时对应的强度值，a/％代表断后伸长率，z/％代表断面收缩率，r代表轧制态，m代表退火态，sta代表固溶时效态。
图3所示为三种样品轧制终态不同热处理条件下的组织，直接轧制板材(no.1、no.2)的组织明显优于“锻-轧”板材(no.3)。其中，r态下，no.1样品获得了等轴组织，no.2样品组织为“近等轴组织”，等轴α和少量片条α共存，片条α沿着轧制方向分布；no.3样品的组织均匀性最差，α相以片条状为主，且分布杂乱无序。m态下，no.1和no.2样品均为等轴组织，no.1的α相尺寸略大于no.2，但含量较低；no.3样品组织均匀性差，晶界模糊，以条状组织为主。sta状态下，no.1和no.2样品组织均为等轴组织，等轴α相均匀分布在β基体上，但no.2的α相含量较高。总体来说，相对于中间态的组织和力学性能，随着变形量的增大，三种样品显微组织结构差异减小，但力学性能的差异愈加明显。
另外，eb炉一次性熔炼制备tc4合金扁锭在直轧过程中还具有一个显著的特点，即在相同状态下，不同试样力学性能测试结果稳定性好，强度偏差不超过10mpa，延伸率偏差不超过1.5％，这种稳定性显然是传统真空自耗电弧熔炼制备tc4合金不具备的。
本说明书中未作详细描述的内容属于本领域专业技术人员公知的现有技术。以上所述仅为本申请的实施例而已，并不用于限制本申请。对于本领域技术人员来说，本申请可以有各种更改和变化。凡在本申请的精神和原理之内所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本申请的权利要求范围之内。