Ta15合金環形件、模鍛件鍛造及熱處理工藝的製作方法

2023-05-28 20:53:11

專利名稱：Ta15合金環形件、模鍛件鍛造及熱處理工藝的製作方法
技術領域：
本發明屬於合金鍛造技術領域，具體涉及TA15合金環形件、模鍛件鍛造及熱處理工藝。
背景技術：
TA15合金的名義成分是Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V。TA15合金的強化機制主要是通過α穩定元素Al的固溶強化，同時也加入了少量的中性元素Zr和β穩定元素Mo、V。按BT20鈦合金化學成分中限計算的Al當量為6.58％，Mo當量為2.46％，屬於高Al當量近α型鈦合金。近α鈦合金兼有α型和α+β型鈦合金的許多優點，它具有與α型鈦合金同樣好的焊接性能和接近於α+β型鈦合金的工藝塑性。在相同的工藝條件下，近α型鈦合金的強度比α型鈦合金高約10％～20％。
TA15合金在退火狀態下的相組成是以α相固溶體為基體，含有少量的β相，不能通過熱處理進行強化。TA15合金的主要特點是具有中等的室溫和高溫強度、良好的熱穩定性和焊接性能。TA15合金可以製成薄板(厚度0.8～10mm)、厚板(厚度11～60mm)、軋棒(Φ10～150mm)、鍛棒(Φ140-250mm)、模鍛件(厚度≤250mm)、自由鍛件(厚度≤250mm)、擠壓型材、熱軋和擠壓型材焊接成的環形件、整體軋制環形件和異形鑄件。TA15合金特別適合於製造各種焊接零件和部件。
查閱了大量的國內外相關資料，但是有關該合金的研究報導很少，沒有比較完整的技術資料報導。因此有必要開展以生產要求為主的工藝研究。

發明內容
針對現有的TA15合金環形件、模鍛件鍛造技術狀況，本發明提供一種TA15合金環形件、模鍛件鍛造及熱處理工藝。
根據俄羅斯提供的資料指出，TA15合金的鍛造溫度為970℃～1000℃，按該合金化學成分中限計算為高Al當量近α型鐵合金，相變點在1000℃左右，但我國研製生產的TA15合金由於成分不斷地調整，β強化元素含量越來越高，相變點在970℃～990℃。合金成分如表1所示
表1 TA15合金成分(重量％)

本發明對TA15合金環形件以及模鍛件採用變形後熱處理工藝。變形溫度(β-55℃)～(β+15℃)，其中β為TA15合金β相變點溫度，其範圍970℃～990℃。優選變形溫度β-15℃～β-25℃；變形量20％～85％，優選變形量為30～60％；加熱時爐溫波動控制在±5℃以內，模具預熱至300～350℃。變形加熱時間30～45分鐘。然後對變形後的材料進行熱處理，在電爐中，於700～850℃下保溫2小時，進行退火處理，然後冷卻。變形後的冷卻方式對拉伸性能有一定影響，相同條件下，水冷可以提高室拉強度但塑性降低。本發明採用空冷，以自然冷卻的方式，將材料冷卻至常溫。
變形工藝參數對TA15合金的微觀組織影響較大，α+β區變形時得到等軸組織；相同變形量時，隨溫度的降低初生α相的體積分數顯著增加。相同變形溫度下；隨變形量的增加，初生α相的體積分數變化不明顯，略有增加，但有明顯的方向性，沿與受力方向垂直的方向拉長，因此，一火變形量不宜過大。
同時，從變形對合金的力學性能的影響來看，隨變形溫度的降低，拉伸性能強度呈降低趨勢，特別是變形量較大時，該趨勢更為明顯。相同變形溫度時，變形量增加，室拉強度有較大提高，塑性也有改善，但變形量大於35％以後，這種趨勢變得比較平緩。
變形後的冷卻方式對拉伸性能有一定影響，相同條件下，水冷可以提高室拉強度但塑性降低。
為得到良好的組織及綜合性能，其熱工藝參數應注意以下幾點
變形溫度應控制在β-15℃～β-35℃之間。
變形量控制30％～60％，儘量不小於20％。
變形後冷卻方式空冷。
退火溫度830℃～850℃，保溫2小時，空冷。應考慮避開在780℃～810℃退火引起的再結晶導致性能的微弱下降。
採用本發明方法處理的TA15合金環形件以及模鍛件，硬度在HB(d)＝3.41～3.57mm範圍內，波動很小。拉伸強度、塑性等力學性能符合技術標準的要求，滿足生產製造的需要。


圖1為實施例3不同退火溫度下的高倍組織×200，其中(a)鍛後(鐓拔成試驗料狀態)，(b)700℃×1h，空冷，(c)750℃×1h，空冷，(d)800℃×1h，空冷，(e)850℃×1h，空冷。
圖2為實施例3中退火對合金組織性能的影響，其中(a)700℃～850℃×1h，空冷，(b)700℃～850℃×2h，空冷，(c)700℃×1、1.5、2h，空冷，(d)850℃×1、1.5、2h，空冷。
圖3為實施例1重新確定的熱處理工藝幾種退火制度下的組織，×500。其中(a)代號331高倍組織，(b)代號332高倍組織，(c)代號333高倍組織，(d)代號334高倍組織，(e)代號33高倍組織，(f)原材料高倍組織。
圖4為實施例1重新確定的熱處理工藝幾種退火制度下的性能，其中(a)室溫拉伸性能對比，(b)500℃瞬時拉伸性能對比。
圖5為實施例1不同狀態下的高倍組織圖，其中(a)編號13，β-15℃，空冷；(b)編號21，β-25℃，空冷；(c)編號22，β-25℃，空冷；(d)編號31，β-35℃，空冷；(e)編號32，β-35℃，空冷；(f)編號33，β-35℃，空冷；(g)編號41，β-50℃，空冷；(h)編號43，β-50℃，空冷；(i)編號61，β+15℃，空冷；(j)編號23，β-25℃，空冷；(k)編號36，β-35℃，鍛態；(l)編號38，β-35℃，85％鍛態；。
圖6為實施例1不同狀態下的室溫拉伸試樣的斷口形貌，其中(a)編號13，β-15℃，50％，空冷；(b)編號23，β-25℃，50％，空冷；(c)編號33，β-35℃，50％，空冷；(d)編號43，β-50℃，50％，空冷；(e)編號61，β+15℃，50％，空冷。
圖7為實施例1力學性能變化曲線，(a)室溫性能，(b)500℃瞬時性能，(c)500℃熱穩定性能。
圖8為實施例1力學性能變化曲線，(a)室溫性能，(b)500℃瞬時性能。
圖9為實施例2不同狀態下的高倍組織(a)31# 950℃+750℃×2h 空冷，(b)32# 950℃+780℃×2h 空冷，(c)33# 950℃+810℃×2h 空冷，(d)34# 950℃+830℃×2h 空冷，(e)35# 950℃+850℃×2h 空冷，(f)36# 950℃+700℃×2h 空冷，(g)11# 920℃+750℃×2h 空冷，(h)12# 920℃+780℃×2h 空冷，(i)14# 920℃+830℃×2h 空冷，(j)15# 920℃+850℃×2h 空冷，(k)21# 940℃+750℃×2h 空冷，(l)22# 940℃+780℃×2h 空冷，(m)24# 940℃+830℃×2h 空冷，(n)25# 940℃+850℃×2h 空冷，(o)41# 960℃+750℃×2h 空冷，(p)42# 960℃+780℃×2h 空冷，(q)44# 960℃+830℃×2h 空冷，(r)31# 960℃+850℃×2h 空冷，(s)13# 920℃+810℃×2h 空冷，(t)23# 940℃+810℃×2h 空冷，(u)33# 950℃+810℃×2h 空冷，(v)43# 960℃+810℃×2h 空冷，(w)原料組織狀態。
圖10為實施例2產品500℃瞬時拉伸試樣的宏觀斷口形貌，(a)11# 920℃+750℃×2h 空冷，(b)25# 940℃+850℃×2h 空冷。
圖11為實施例2產品500℃瞬時拉伸試樣的微觀斷口形貌，(a)11# 920℃+750℃×2h 空冷，(纖維區)；(b)11# 920℃+750℃×2h 空冷，(剪切唇區)；(c)25# 940℃+850℃×2h 空冷(纖維區)；(c)25# 940℃+850℃×2h 空冷(剪切唇區)圖12為實施例2500℃持久試樣宏觀斷口形貌，(a)11# 920℃+750℃×2h 空冷，(b)25# 940℃+850℃×2h 空冷。
圖13為實施例2產品500℃持久試樣微觀斷口形貌，(a)11# 920℃+750℃×2h 空冷，(b)25# 940℃+850℃×2h 空冷。
圖14為實施例2不同變形工藝條件下合金的機械性能，(a)750℃×2h 空冷室溫性能，(b)750℃×2h 空冷500℃瞬時性能，(c)780℃×2h 空冷室溫性能，(d)780℃×2h 空冷500℃瞬時性能，(e)810℃×2h 空冷室溫性能，(f)810℃×2h 空冷500℃瞬時性能，(g)830℃×2h 空冷室溫性能，(h)830℃×2h 空冷500℃瞬時性能，(i)850℃×2h 空冷室溫性能，(j)850℃×2h 空冷500℃瞬時性能，(k)不同退火溫度持久壽命。
具體實施例方式
實施例1鍛造工藝原材料採用Φ35mm規格的棒材進行實施。
該材料的β相變點為980～990℃。設備採用500噸油壓機，材料塗玻璃潤滑劑FR5(北京玻璃研究所生產)，加熱時爐溫波動控制在±5℃以內，模具預熱300～350℃。
(1)TA15合金的鍛造工藝塑性試驗在1000℃、970℃、960℃、950℃、935℃分別變形40％～85％考核其工藝塑性。
(2)不同變形程度和變形溫度對合金組織性能的影響變形溫度β-15℃970±10℃×30分鐘，壓扁。
壓扁至16±0.5mm高，空冷。代號13(實際為16.2mm)壓扁至12±0.5mm高，空冷。代號14(實際為13.5mm，表面裂紋)壓扁至16±0.5mm高，水冷。代號15(實際為15.5mm)變形溫度β-25℃960±10℃×45分鐘，壓扁。
壓扁至28+1mm高，空冷。代號21(實際為27.4mm)壓扁至22+1mm高，空冷。代號22(實際為20.8mm)壓扁至16±0.5mm高，空冷。代號23(實際為16.6mm)壓扁至12±0.5mm高，空冷。代號24(14.2mm，表面裂紋)墩粗至高28±1mm，空冷。代號5(實際為27.5mm，變形60％)變形溫度β-35℃950±10℃×45分鐘，壓扁。
壓扁至28+1mm高，空冷。代號31(實際為27.4mm)壓扁至22+1mm高，空冷。代號32(實際為20.8mm)壓扁至16±0.5mm高，空冷。代號33(實際為16.4mm，表面微裂紋)壓扁至16±0.5mm高，水冷。代號35(實際為16.4mm)墩粗至高17.5±1mm，空冷。代號36(為17.4mm，變形75％，無裂紋)墩粗至高14±1mm，空冷。代號37(為13.5mm，變形50％，徑向裂紋)墩粗至高10.5±1mm，空冷。代號35(為13.8mm，變形85％，多裂紋)取代號5鍛件，繼續墩粗至高19±1mm，空冷。代號51(為17.4mm，變形30％，無裂紋)高14±1mm，空冷。代號52(為13.8mm，變形50％，少量裂紋)變形溫度β-50℃935±10℃×45分鐘，壓扁。
壓扁至28+1mm高，空冷。代號41(實際為27.4mm)
壓扁至16±0.5mm高，空冷。代號43(實際為16.4mm)壓扁至16±0.5mm高，水冷。代號45(實際為16.4mm)變形溫度β+15℃1000±10℃×30分鐘，壓扁。
壓扁至15±0.5mm高，空冷。代號61(實際為14.0mm產生裂紋一件，後調節為16.2，無裂紋)以上材料全部熱處理700℃×2h，空冷至常溫。
實施結果(1)各試樣的編號及狀態見表2。
(2)不同變形工藝條件下合金的機械性能見表3；不同狀態下的高倍組織見圖5；不同狀態下的室溫拉伸試樣的斷口形貌見圖6；力學性能變化曲線見圖7、圖8。
(3)組織性能分析該合金的熱加工性能良好，可以在β區、α+β區進行鍛造，墩粗變形可以達到70％～80％。同時，在大變形鍛造產生的表面裂紋並不往鍛件縱深方向發展，一般與平面成30°～45°，深度小於2mm。
工藝試驗件經熱處理後硬度在HB(d)＝3.41～3.57mm範圍內，波動很小。力學性能大部分符合技術標準的要求，滿足生產製造的需要。
變形工藝參數對TA15合金的微觀組織影響較大，α+β區變形時得到等軸組織；相同變形量時，隨溫度的降低初生α相的體積分數顯著增加。相同變形溫度下；隨變形量的增加，初生α相的體積分數變化不明顯，略有增加，但有明顯的方向性，沿與受力方向垂直的方向拉長，因此，一火變形量不宜過大。
同時，從變形對合金的力學性能的影響來看，見圖7、8，隨變形溫度的降低，拉伸性能強度呈降低趨勢，特別是變形量較大時，該趨勢更為明顯。相同變形溫度時，變形量增加，室拉強度有較大提高，塑性也有改善，但變形量大於35％以後，這種趨勢變的比較平緩。
變形後的冷卻方式對拉伸性能有一定影響，相同條件下，水冷可以提高室拉強度但塑性降低。
因此，初步認為，合金的變形程度應控制在20％～60％，變形溫度應控制在β-15℃～β-35℃之間，採取空冷的方式，可以得到比較穩定的組織和性能。
重新確定的熱處理工藝(結合以上變形工藝)
本次開展對熱處理工藝結合了前次的結果，對初步認為兩種比較好的制度及比較差的制度(800℃保溫2小時)進行了實施，並初步試驗了等溫退火和階梯升溫退火對組織性能的影響。
取代號33的鍛態試樣(950±10℃×45分鐘，壓扁16±0.5mm高，空冷。)進行以下的退火處理(1)850℃×1h，空冷 標代號331(2)700℃×1h→850℃/1h，空冷 標代號332(3)850℃×1h爐冷→650℃×2h，空冷 標代號333(4)800℃×2h，空冷 標代號334(5)700℃×2h，空冷 標代號33實施結果(1)幾種退火制度下的組織，見圖3。
(2)幾種退火制度下的性能，見圖4。
(3)組織性能分析拉伸試樣的宏觀斷口呈典型的杯錐狀延性斷口，表現為良好的韌性斷裂，具有良好的塑性和中等的強度。由圖3可以看出，幾種退火制度對試樣的組織影響不大。由圖4可以表明，這次的結果與第一次工藝試驗所得出的結論基本吻合。
同時，隨著退火溫度的升高，500℃持久壽命開始提高。
進行的等溫退火和階梯升溫退火制度對組織的影響比較小，但力學性能下降，為不合格。特別是等溫退火狀態下，其室溫拉伸及500℃瞬時性能都不符合標準的要求。
實施例2變形工藝主要在變形量為35～50％程度下，選擇變形溫度(β-55℃)～(β-15℃)和退火溫度(700～850℃)進行實施。
原材料採用Φ45mm規格的棒材。
該材料的β相變點為970～980℃。設備採用2000噸熱模鍛壓力機，試樣塗玻璃潤滑劑FR5(北京玻璃研究所生產)，加熱時定點測溫，爐溫波動控制在±5℃以內，模具預熱150～250℃。
變形溫度960℃(β-15℃)、950℃(β-25℃)、940℃(β-35℃)、920℃(β-55℃)，保溫45分鐘，鍛造。
變形工藝兩火鍛造，第一火次變形壓扁至25±0.5mm高，第二火次變形壓扁至15±0.5mm高。
退火溫度700℃、750℃、780℃、810℃、830℃、850℃×2h，空冷。
實施結果(1)各試樣的編號及狀態見表4。
(2)不同變形工藝條件下合金的機械性能見圖14；不同狀態下的高倍組織見圖9；不同狀態下的拉伸試樣斷口見圖10、11；持久試樣斷口見圖12、13。
(3)組織性能分析高倍組織分析本次實施全部在α+β區變形，得到的是α+β雙態組織。
斷口分析由低倍斷口可以看出，實驗觀察的宏觀斷口呈典型的杯錐狀延性斷口，有明顯的纖維區和剪切唇區，而放射區並不是很明顯，說明材料具有良好的塑性和中等的強度。
由纖維區的微觀特徵可以看出，纖維區有明顯的等軸韌窩特徵，韌窩尺寸分布不均勻，有中等的深度；該種韌窩特徵的斷裂是屬於壘積型的延性斷裂，即當外力增加到裂紋前的塑性區達到一臨界大小，裂紋失穩產生不穩擴展，形成空洞，空洞連接同時頸縮產生，而在空洞擴展前沿與之成45°的兩個平面上切應力最大，遂改沿45°剪切斷裂，從而形成典型的杯錐型斷口。可以判定上述的絕大部分韌窩是屬於第一代空洞連接而形成的，即由於外力達到塑性區的臨界應力值而產生空洞最後形成韌窩，而不是由於第二相粒子的存在而形成的第二代韌窩連接而成，因為沒有出現與周圍韌窩深度及尺寸差別很大的韌窩。
在所觀察的試樣中，斷口均有不同程度的各向異性的受力取向，表現出沿橢圓長軸方向的大變形，小抗拉，短軸方向的小變形大抗力，這可能由於是鍛造過程中單方向的變形而形成的變形織構引起的。但總體來說，這種不均勻的變形特徵並不十分明顯。
對於持久斷口，未曾觀測到明顯的氧化痕跡，說明裂紋和空洞是由內向外擴展，從而使得斷口不被氧化。
性能分析
由圖14可知，相同熱處理條件下，在920℃～960℃變形範圍內TA15合金的力學性能波動較小，尤其是對塑性的影響不大且沒有明顯的變化規律。同時，試驗中所有持久試樣的延伸率均超過20％，說明該合金具有良好的高溫持久塑性。當熱處理溫度較低的條件下，處理不能完全消除因變形而造成的硬化和應力，變形溫度對最終的組織有更大的影響，溫度越高，退火效果越明顯，消除變形應力越徹底，所以最終的性能受變形溫度影響較小，這說明不同熱處理溫度下合金的力學性能隨鍛造溫度波動幅度不同。隨著鍛造溫度的變化在780～830℃退火時出現一些下降的現象，這主要是由於退火引起合金的再結晶，導致其性能的波動，但性能波動的範圍不大。比較幾組不同鍛造溫度下持久性能隨熱處理溫度變化可知，各組試樣在780℃熱處理條件下均獲得了最佳的持久性能，隨後就有較大程度的降低(830℃)，但隨熱處理溫度進一步提高，持久性能又略有提高。可能是在830℃左右發生了再結晶過程降低了組織的穩定性，從而使得持久性能有所降低。
實施例3原材料採用鍛造環形件的衝孔底片進行墩拔成Φ35×35mm的試驗料，進行熱處理。
首先進行700℃×1，2h、750℃×1，2h、800℃×1，2h、850℃×1，2h，空冷。
對以上試樣進行組織觀察和室溫拉伸的測試，根據顯示的結果，補充進行了700℃、850℃×1.5h，空冷的熱處理，進行室溫拉伸和衝擊。
實施結果(1)不同退火制度的組織狀況，見圖1。
(2)組織性能分析組織衝孔底片為片狀口轉變組織；經改鍛鐓拔成熱處理用試驗方料後，其組織為均勻的α小板條組織並含有少量的β轉變組織；隨著熱處理溫度的升高β轉變組織略有增加，但變化不明顯，α組織有向等軸組織轉化的趨勢。
斷口拉伸試樣的宏觀斷口呈杯錐狀延性斷口，有明顯的纖維區和剪切唇區，而放射區並不明顯，說明材料具有較好的塑性和中等的強度。
性能總體趨勢標明(圖2)，其性能變化比較平緩，但在800℃退火處理時室拉強度存在低谷。經比較，在700℃保溫2小時和850℃保溫1小時狀態下的室溫性能相對比較好。
表2 鍛造試樣的編號及相應狀態 表4 鍛造試樣的編號及相應狀態
表3 不同變形工藝條件下合金的機械性能

表3 不同變形工藝條件下合金的機械性能(續)

權利要求
1.TA15合金環形件、模鍛件鍛造及熱處理工藝，其特徵在於採用變形後熱處理工藝，首先進行變形處理，變形溫度(β-55℃)～(β+15℃)，變形量20％～85％；加熱時爐溫波動控制在士5℃以內，模具預熱至300～350℃，變形處理時間30～45分鐘，然後對形變後的材料進行熱處理，在電爐中，於700～850℃下保溫2小時，進行退火處理，然後空冷，以自然冷卻的方法，將材料冷卻至常溫。
2.按照權利要求1所述的TA15合金環形件、模鍛件鍛造及熱處理工藝，其特徵在於變形溫度選擇在β-15℃～β-35℃之間；變形量選擇為30％～60％；退火溫度選擇為830℃～850℃。
全文摘要
本發明涉及TA15合金環形件、模鍛件鍛造及熱處理工藝，首先進行變形處理，變形溫度(β－50℃)～(β+15℃)，處理時間30～45分鐘，變形量20％～85％；加熱時爐溫波動控制在±5℃以內，模具預熱至300～350℃，然後對變形後的材料進行熱處理，在電爐中，於700～850℃下保溫1～2小時，進行退火處理，然後空冷，以自然冷卻方法，將材料冷卻至常溫。採用本發明方法處理的TA15合金環形件以及模鍛件，硬度在HB(d)＝3.41～3.57mm範圍內，波動很小。拉伸強度、塑性等力學性能符合技術標準的要求，滿足生產製造的需要。
文檔編號C21D11/00GK1830617SQ20061004581
公開日2006年9月13日 申請日期2006年2月9日 優先權日2006年2月9日
發明者趙興東, 王照坤, 孫貴東, 魯海洋 申請人:瀋陽黎明航空發動機(集團)有限責任公司