鈦合金因其優(yōu)異的綜合力學(xué)性能, 在航空航天、兵器裝備、 海洋工程、 石油化工和醫(yī)療健康等領(lǐng)域的應(yīng)用日益廣泛 [1-5] 。 鍛造是獲得各種性能優(yōu)異的鈦合金產(chǎn)品的主要手段。 隨著對鈦合金材料的使用要求不斷提高, 其高合金化、 變形抗力大、 鍛造窗口窄和鍛透性差等特性對鍛造工藝及變形過程控制均提出了更高的要求。 對于難變形鈦合金, 生產(chǎn)過程中易產(chǎn)生多種鍛造缺陷, 給生產(chǎn)效率、 成材率和產(chǎn)品質(zhì)量等帶來較大影響, 嚴(yán)重時可導(dǎo)致產(chǎn)品報廢 [6] 。 鑒于此, 對公司曾經(jīng)發(fā)生的難變形鈦合金鍛造缺陷實例及相應(yīng)的鍛造工藝過程控制和優(yōu)化改進(jìn)等展開分析討論和實踐驗證, 以不斷提升公司難變形鈦合金的鍛造水平和產(chǎn)品質(zhì)量, 并為行業(yè)存在的難變形鈦合金鍛造缺陷解決及預(yù)防提供一定的參考和幫助。

1、鍛造缺陷描述

1. 1　開裂缺陷

開裂是鈦合金鍛造中比較常見的一種缺陷, 開裂形式多樣, 危害嚴(yán)重。 航空發(fā)動機用 Ti 3 Al 和Ti 2 AlNb 等金屬間化合物以及 IMI834、 T9S 和高氧TC4 等難變形鈦合金牌號, 在鍛造過程中極易發(fā)生開裂且裂紋較難清除, 部分塑性差的合金還存在邊打磨邊開裂的現(xiàn)象, 嚴(yán)重影響生產(chǎn)效率和產(chǎn)品質(zhì)量。

某民用 3t 級 T9S 鈦合金板坯第 1 火 1150℃一鐓一拔后, 在第 2 火 1100℃打扁方拔長時側(cè)面發(fā)生多處橫向開裂, 裂口較長較寬, 見圖 1a。 某高氧含量TC4 鈦合金 (O 含量 (質(zhì)量分?jǐn)?shù)) 接近 0. 20%) 在2000t 快鍛機開坯、 鍛造至 Φ100mm 后轉(zhuǎn) 5t 電液錘多火次打四方、 倒棱拔長并滾圓成形至 Φ65mm棒材, 在鋸切面發(fā)現(xiàn)嚴(yán)重內(nèi)裂, 裂紋較寬較深, 呈不規(guī)則 “十” 字形, 具體形貌見圖 1b。

圖 1　鈦合金鍛造開裂缺陷 (a) T9S 鈦合金表面開裂　 (b) TC4 鈦合金內(nèi)部開裂 

Fig. 1　Forging cracking deffects of titanium alloy (a) Surface cracking of T9S titanium alloy　 

(b) Internal cracking of TC4 titanium  alloy

1. 2　心部粗晶

某 α+β 鈦合金 Φ300mm 以上大規(guī)格棒材在2000t 快鍛機經(jīng)多火次鐓拔、 拔長和滾圓成形后,鍛態(tài)低倍檢查發(fā)現(xiàn)四周晶粒細(xì)小, 為模糊晶, 心部晶粒粗大, 呈半清晰晶, 粗細(xì)晶粒區(qū)存在明顯界限,見圖 2a。 某航空用 Ti6246 鈦合金 Φ150mm 棒材,其探傷要求按 AA 級驗收, 坯料經(jīng)多火次鐓拔改鍛、打扁 方、 銑 削 后 超 聲 探 傷 監(jiān) 控, 心 部 雜 波 為Φ1. 2 (+5~+7) dB, 邊部雜波為 Φ1. 2 (-10~-6) dB, 心部晶粒異常粗大, 且按照傳統(tǒng)打四方、 倒八方拔長方式增加火次, 心部粗晶不僅難以消除, 反而越來越嚴(yán)重, 見圖 2b。

圖 2　某 α+β 鈦合金 (a) 和 Ti6246 鈦合金 (b) 的心部粗晶 

Fig. 2　Central coarse grains of α+β titanium alloy (a) and Ti6246 titanium  alloy (b)

1. 3　細(xì)晶亮帶

為得到均勻細(xì)化的等軸 β 晶粒, 某新型近 β 鈦合金試驗料在 2000t 快鍛機完成單相區(qū) 1120℃ 開坯, 并逐火次以 20 ~ 50℃ 降低至 850℃, 進(jìn)行鐓粗、 打扁方鍛造工藝, 發(fā)現(xiàn)晶粒逐漸細(xì)化, 除局部點狀偏析夾雜外, 并無異常。 但鍛造成形前, 低倍檢查發(fā)現(xiàn)異常, 升溫到 930℃多火次返修, 心部異常仍存在。 由圖 3a 可看出: 邊部晶粒正常, 呈半清晰晶、 大小均勻性尚可; 而心部異常, 存在明顯亮帶區(qū)域, 且范圍較大、 界限清晰。 將邊部正常和心部異常部位, 即圖 3a 中方框標(biāo)識 A 和 B 處取試樣進(jìn)行顯微組織檢查, 邊部晶粒尺寸約 50~150μm,均勻性略差, 但彎曲狀 β 晶界清晰可辨; 心部晶粒細(xì)小, 未見晶界存在, 見圖 3b 和圖 3c。 后期返修結(jié)果證實, 該細(xì)晶亮帶比較頑固, 較難返修成功。

圖 3　鍛造成形前某近 β 鈦合金組織(a) 宏觀形貌　 (b) 邊部顯微組織　 (c) 心部顯微組織

Fig. 3　Structures of near β-titanium alloy before forging (a) Macro morphology　 (b) Microstructure of edge (c) Microstructure of core

1. 4　變形流線明顯

某亞穩(wěn) β 鈦合金棒坯, 在 2000t 快鍛機完成單相區(qū) 3 火次鐓拔鍛造 (打四方、 倒棱拔長), 進(jìn)行低倍監(jiān)控時發(fā)現(xiàn)存在清晰的變形流線, 詳見圖 4。

圖 4　某亞穩(wěn) β 鈦合金明顯的變形流線

Fig. 4　Obvious deformation streamline of subcritical β-titanium alloy

由圖 4 可以看出, 該鈦合金坯料四面呈近似半圓弧形對稱壓入坯料內(nèi)部, 宏觀低倍組織沿四方對角線呈清晰的不規(guī)則 “十” 字形, 且 “十” 字形內(nèi)纖維狀花紋組織明顯。

1. 5　陰陽面

某四方鈦合金坯料鍛造過程中, 長度方向上走料不均勻, 一面走料快, 相對一面走料慢。 鍛造結(jié)束后, 坯料長度方向不一致, 側(cè)面呈梯形, 長度差可達(dá)總長度的 10% ~ 20%, 詳見圖 5。 發(fā)現(xiàn)陰陽面后, 將坯料立起鐓粗約 20%并拔長修整, 可以一定程度上減輕長度差異, 但效果并不理想, 坯料陰陽面不能完全消除。 如果最后一火成形發(fā)生該類缺陷,有可能因為較短一面長度不夠而導(dǎo)致產(chǎn)品報廢。

圖 5　某鈦合金陰陽面

Fig. 5　Yin and Yang surface of titanium alloy

2、鍛造缺陷產(chǎn)生原因分析

2. 1　開裂原因分析

1. 1 節(jié)所述 Ti 3 Al 和 Ti 2 AlNb 等鈦合金牌號屬于難變形鈦金屬間化合物, 含有質(zhì)量分?jǐn)?shù)為 13%以上的 Al、 25%以上的 Nb, 以及少量其他合金元素, 高合金化使得材料的塑性差。 此外, 鍛造過程中坯料表面溫降及氧化也是導(dǎo)致其嚴(yán)重脆性開裂的主要原因, 裂紋較深且較難清除, 存在遺傳性特點, 多火次連續(xù)開裂 [7] 。 圖1a 為某 T9S 鈦合金爐號, 其化學(xué)成 分 配 比 為 Ti-8. 1Al-1. 2V-0. 25Fe-0. 22Si-0. 12O,合金成分中 Al 含量高達(dá) 8. 1% (質(zhì)量分?jǐn)?shù)), 先天性易開裂, 鍛造過程中表面氧化和溫降等原因致其開裂加重。 某高氧 TC4 棒材內(nèi)裂的主要原因為: O含量高, 接近 0. 20% (質(zhì)量分?jǐn)?shù)); 坯料截面尺寸在 100mm 以下, 5t 電液錘打四方、 倒棱拔長, 倒棱、 掉頭不及時, 棱角處降溫快, 心部散熱不充分,導(dǎo)致最大剪切帶的十字花紋中產(chǎn)生內(nèi)裂。

2. 2　心部粗晶原因分析

1. 2 節(jié)所述某 α+β 鈦合金的 β 轉(zhuǎn)變溫度 T β 為880~890℃, 過程坯料尺寸在 Φ400mm 以上。 通過對其生產(chǎn)過程進(jìn)行追溯, 分析其心部粗晶的產(chǎn)生原因, 其在 1150℃ 開坯鍛造, 單相區(qū)第 3 火 (T β +80℃) 加熱鍛造后直接轉(zhuǎn)兩相區(qū) (T β-40℃) 加熱改鍛。 一是經(jīng)單相區(qū) 3 火次鍛造, 晶粒仍比較粗大; 二是快鍛機壓力為 2000t, 坯料規(guī)格較大, 轉(zhuǎn)兩相區(qū)加熱溫度驟降, 變形抗力增加, 四方、 八方拔長僅表面變形, 變形力難以傳遞到坯料心部, 心部粗大晶粒破碎不充分而被遺留下來。 Ti6246 高溫鈦合金 (名義成分為 Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo) 的需求多為 Φ100 ~ Φ210mm 大規(guī)格棒材, 心部粗晶產(chǎn)生原因為: (1) 該合金的變形抗力大、 鍛透性差;(2) 兩相區(qū)鍛造, 心部為劇烈變形區(qū), 且熱導(dǎo)率低、 散熱慢, 易溫升過熱; (3) 單純增加常規(guī)鍛造火次, 變形不均勻程度累加, 心部晶粒越來越粗。

2. 3　細(xì)晶亮帶原因分析

對 1. 3 節(jié)所述的鈦合金 β 鍛造過程進(jìn)行追溯,發(fā)現(xiàn)該厚度為 220mm 的合金坯料的 β 轉(zhuǎn)變溫度 T β僅為 827℃, 在 800℃ 預(yù)熱 110min (加熱系數(shù)按0. 5min·mm-1計算) 后升溫至 850 ~ 930℃ 保溫45~65min (加熱系數(shù)按 0. 2 ~ 0. 3min·mm-1計算), 加熱溫度偏低, 但坯料已充分熱透 [8] 。 結(jié)合該合金坯料的鍛造過程控制和宏觀、 顯微組織檢測結(jié)果, 缺陷產(chǎn)生的主要原因為: 工藝設(shè)計中每火次變形量偏大 (至少兩拔一鐓甚至兩鐓兩拔); 該近β 合金表面降溫快, 尤其是第 2 次拔長時, 料溫已明顯偏低, 坯料表面的變形抗力增大, 流動性差,晶粒破碎不充分; β 區(qū)鍛造時, 心部散熱慢, 料溫高, 抗力小, 變形相對劇烈, 晶粒破碎比較充分。

多火次變形差異累積, 最終導(dǎo)致心部晶粒較邊部細(xì)小, 反映在宏觀組織上即呈現(xiàn)亮帶區(qū)域。

2. 4　變形流線明顯原因分析

1. 4 節(jié)所述某 β 鈦合金的名義成分為 Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr, 其 β 轉(zhuǎn)變溫度 T β 僅為 730℃, 通過分析, 發(fā)生變形流線明顯缺陷的主要原因為: (1)加熱溫度 850℃偏低, 恰逢冬季廠房溫度低, 坯料表面降溫快, 變形抗力大, 流動性小; (2) 打四方、 倒棱拔長方式單一; (3) 合金化程度高, β 穩(wěn)定元素 Mo 的熔點高, 存在一定程度上的宏觀偏析。微觀上是由于經(jīng)過大量變形, 金屬發(fā)生云紋狀流動,而未再結(jié)晶的反常粗大的 β 晶粒獲得了空間彎曲和相互交織的纖維形狀并最終導(dǎo)致缺陷產(chǎn)生 [9] 。

2. 5　陰陽面原因分析

1. 5 節(jié)所述某鈦合金坯料出現(xiàn)陰陽面缺陷的主要原因為: 料溫不均勻, 測溫儀現(xiàn)場監(jiān)測發(fā)現(xiàn)料溫較高一面比其他面高出 50~100℃, 冬季廠房溫度低, 此現(xiàn)象尤為嚴(yán)重。 現(xiàn)場觀察料溫不均勻主要是坯料出爐慢導(dǎo)致的, 即爐門被提起的一瞬間, 爐膛溫度開始降低, 坯料四周暴露在空氣中開始降溫,但接觸爐底耐火磚部位降溫慢, 一旦夾料不順利,起料超過 10s, 坯料便會產(chǎn)生溫差; 其次, 多次出爐, 爐膛的整體溫度偏低, 尤其靠近爐門處坯料表面溫降最嚴(yán)重, 但與爐底接觸部位的溫降少, 溫差越來越大; 最后, 鍛造過程走料不均勻, 修整效果不明顯, 最終導(dǎo)致坯料產(chǎn)生陰陽面缺陷。/p>

3、鍛造缺陷預(yù)防措施

3. 1　開裂預(yù)防

針對 1. 1 節(jié)所述 Ti 3 Al、 Ti 2 AlNb 和 T9S 等塑性差、 易開裂的材料, 可采取以下措施預(yù)防鍛造開裂:

(1) 加熱過程中在坯料表面噴涂適宜的防氧化劑涂料, 減少加熱表面氧化; (2) 確保工裝預(yù)熱至規(guī)定溫度 (350~400℃, 較其他常規(guī)鈦合金鍛造工裝預(yù)熱溫度高 100℃左右), 推薦采取包棉鍛造, 鍛造過程及時添加保溫棉, 減少表面熱量損失, 確保鍛造終鍛溫度; (3) 開坯及前 3 火次加熱溫度盡量高 (1100~1200℃), 設(shè)備噸位及變形力足夠大, 提升鍛造操作水平, 利用溫升抵消溫降 [10] ; (4) 打磨開裂格外注意, 可采取先大砂輪機打磨裂紋, 待裂紋變淺后, 轉(zhuǎn)手動小砂輪機打磨, 打磨力度足夠小, 禁止出現(xiàn)局部過熱導(dǎo)致冷卻后裂紋處因應(yīng)力原因繼續(xù)開裂, 必要時, 待坯料冷卻至室溫后進(jìn)行著色檢查。 最后, 對此類合金進(jìn)行鍛造時, 推薦采用連續(xù)鍛造 (確保坯料溫度始終保持在約 200℃), 因為根據(jù)現(xiàn)場經(jīng)驗,坯料如果完全冷卻后再裝爐加熱鍛造, 其開裂程度會比連續(xù)鍛造嚴(yán)重。 難變形鈦合金包棉鍛造過程及鍛造開裂情況見圖 6, 由圖 6a 可以看出, 包棉鍛造過程料溫?fù)p失小, 表面開裂少。 包棉鍛造結(jié)束后,坯料表面開裂明顯減少, 見圖 6b。

圖 6　難變形鈦合金包棉鍛造(a) 操作過程　 (b) 開裂情況

Fig. 6　Cotton forging of difficult-to-deform titanium alloy (a) Operation process　 (b) Cracking state

對于 1. 1 節(jié)所述 TC4 等小規(guī)格棒材 (直徑小于Φ90mm), 首先打四方拔長鍛造時, 棱角處冷卻最快, 而鍛造過程需多次翻轉(zhuǎn)棒坯, 需及時倒棱, 以免產(chǎn)生尖銳角。 此外, 錘上鍛造時, 需不斷調(diào)節(jié)錘擊力, 開始階段要輕打, 變形程度為 5% ~8%, 隨后再逐步加大變形量 [11] , 推薦采用多道次連續(xù)甩圓拔長的方式進(jìn)行鍛造。 最后, 坯料需要掉頭鍛造部位存在溫差, 容易導(dǎo)致內(nèi)裂, 將坯料夾持部位包棉并及時掉頭鍛造。 兩相區(qū)的加熱溫度低 (β 轉(zhuǎn)變溫度 T β 以下 40~50℃), 對組織性能影響不大, 后續(xù)仍有精鍛、 熱軋、 拉拔等變形時, 可以先鍛造坯料長度的一半, 返爐加熱后繼續(xù)鍛造另外一半。

3. 2　心部晶粒粗大預(yù)防

針對 1. 2 節(jié)所述某 α+β 鈦合金發(fā)現(xiàn)的問題, 該成分合金后續(xù)爐號生產(chǎn)過程中在原定單相區(qū) (加熱溫度在 β 轉(zhuǎn)變溫度 T β 以上) 3 火次鍛造基礎(chǔ)上, 降溫 50℃ ( 加熱溫度仍在 β 轉(zhuǎn)變 溫 度 T β 以 上30℃), 增加一鐓一拔, 設(shè)置該火次鍛造非常重要,坯料粗大片層組織進(jìn)一步細(xì)化再轉(zhuǎn)兩相區(qū) (加熱溫度在 β 轉(zhuǎn)變溫度 T β 以下 20~50℃) 鍛造, 可有效減輕兩相區(qū)加熱溫度低、 變形抗力大、 心部晶粒較難破碎的影響。 此外, 也可以采取 “高-低-高” 鍛造工藝, 經(jīng)兩相區(qū)鐓拔 2~3 火次后再升溫至單相區(qū)(T β+30℃), 坯料晶粒適當(dāng)長大、 均勻化后再轉(zhuǎn)兩相區(qū)繼續(xù)鍛造。 最后, 打四方、 倒八方拔長改為打六方、 棱面交替變換拔長。 通過以上調(diào)整, 組織改善效果明顯。 圖 7 為工藝改進(jìn)后產(chǎn)品的宏觀及顯微組織, 由圖 7a 可以看出, 宏觀組織均勻細(xì)化、 呈模糊晶; 顯微組織為等軸組織, 主要由等軸初生 α 相和分布于基體的少量片狀 β 相轉(zhuǎn)變組織組成, 心部、 1/2R (R 為圓棒半徑)、 邊部位置的等軸初生 α相的含量為 60% ~ 70%, 基本一致, 且晶粒尺寸為3~5μm, 大小均勻, 詳見圖 7b~圖 7d。

圖 7　某鈦合金鍛造工藝調(diào)整后的組織 (a) 宏觀組織　 (b) 心部顯微組織　 (c) 1/2R 處顯微組織　 (d) 邊部顯微組織

Fig. 7　Structures of a titanium alloy after adjustment of forging process (a) Macro morphology　 (b) Microstructure of core　 (c) Microstructure of 1/2R　 (d) Microstructure of edge

針對 1. 2 節(jié)所述 Ti6246 鈦合金心部粗晶, 且增加火次難以消除的問題, 需改變傳統(tǒng)打四方、 倒八方拔長方式, 采取兩個面交替鐓粗、 打扁方、 收寬拔長, 并穿插鐓粗、 打四方、 倒八方拔長。 一是打扁方拔長時, 坯料可以鍛造至厚度 250mm 左右,比打四方和倒八方鍛造的截面尺寸 330mm 小很多,心部更容易鍛透; 二是交替變形方式可以輪番轉(zhuǎn)移金屬強烈流動區(qū), 控制合適的變形量, 獲得均勻的低倍模糊晶和均勻、 細(xì)小的球狀 α 組織, 并可預(yù)防心部粗晶、 中心亮線等缺陷的產(chǎn)生 [12] 。 此外, 在坯料鐓撥鍛造結(jié)束后, 確定是否撥長鍛造時, 對坯料進(jìn)行超聲探傷檢測, 發(fā)現(xiàn)心部探傷結(jié)果較差, 如果需要分料, 可以沿縱向等分, 將心部粗晶外移至坯料表面, 直接變形細(xì)化, 以保證組織整體均勻性。

打扁方鍛造需注意兩點: (1) 打扁方時應(yīng)合理控制送進(jìn)量 (≤100mm 為宜) 并分多道次壓下, 切忌滿錘快速壓下; (2) 合理設(shè)計并控制坯料寬厚比≤2 (確保收寬時, 心部無凹心)。 實踐證明, 打扁方鍛造效果明顯, 不僅鍛造火次大大減少, 坯料組織不均勻性也得到明顯改善。 某 Ti6246 鈦合金坯料打扁方鍛造過程示意圖如圖 8 所示。

圖 8　打扁方鍛造示意圖

Fig. 8　Scheme diagram of flat-square-forging

3. 3　細(xì)晶亮帶預(yù)防

鈦合金鍛造過程控制不當(dāng), 會導(dǎo)致心部細(xì)晶亮帶, 可采取如下措施返修: 根據(jù)發(fā)現(xiàn)缺陷的火次加熱溫度及缺陷程度, 將坯料重新升溫至 T β 以上 50~150℃加熱, 晶粒統(tǒng)一長大后鐓拔改鍛, 再依次降溫 30~50℃加熱、 鐓拔細(xì)化晶粒。 為確保返修過程受控, 可每 1~2 火進(jìn)行高低倍監(jiān)控, 直至心部異常消失, 坯料整體細(xì)化、 均勻。 此外, 某些情況下也可設(shè)計適當(dāng)?shù)?β 熱處理工藝, 通過熱處理來消除細(xì)晶亮帶并獲得符合要求的組織。

在該類鈦合金鍛造過程中每隔 2~3 火次進(jìn)行宏觀和顯微組織監(jiān)控, 可以發(fā)現(xiàn), 出現(xiàn)細(xì)晶亮帶缺陷的概率并不是很高, 但一旦發(fā)生細(xì)晶亮帶缺陷, 升溫至 T β 以上加熱返修鍛造, 該類缺陷難以消除。 預(yù)防該類缺陷的方法為: (1) 在 T β 以上鍛造時, 采取包棉、 大噸位壓機鍛造等, 盡量減少坯料表面溫降, 減少與心部料溫差異; (2) 合理設(shè)計并盡量減少每火次鍛造總變形量, 一鐓一拔即可; (3) 保證終鍛溫度, 合理控制鍛造速度, 增大料溫低、 變形流動性差的邊部變形, 減少料溫高、 變形劇烈的心部變形, 確保邊部和心部變形程度均勻, 降低變形不均勻的累積效應(yīng)。

3. 4　明顯變形流線預(yù)防

針對 1. 4 節(jié)所述高合金化 β 鈦合金 (名義成分為 Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr), 首先, 加強合金熔煉工藝控制, 確保鑄錠化學(xué)成分均勻, 無偏析、 夾雜缺陷; 其次, 加熱溫度低, 尤其是冬季廠房溫度低時,可適當(dāng)采取包棉鍛造, 減少坯料表面溫降; 最后,將傳統(tǒng)的拔長方式打四方、 倒棱改為打四方、 倒棱和打四方、 棱變面交替進(jìn)行。 經(jīng)過以上調(diào)整, 該成分合金后續(xù)爐號生產(chǎn)過程中再未發(fā)現(xiàn)此類缺陷。

3. 5　陰陽面預(yù)防

對 1. 5 節(jié)所述鈦合金坯料陰陽面進(jìn)行補救的措施為: (1) 下一火裝爐時, 將尺寸較短一面朝下靠近爐底板, 詳見圖 9, 出爐鐓粗拔長, 較短一面靠近爐底板, 料溫偏高, 拔長走料快; (2) 發(fā)現(xiàn)陰陽面時, 及時將坯料立起, 鐓粗修整, 并利用上錘砧走料快的特點, 增加較短一面朝上拔長次數(shù)。 以上兩項措施特別是第 1 項可以有效減輕坯料陰陽面程度。 而預(yù)防坯料陰陽面產(chǎn)生的最重要一點是提高坯料出爐速度, 尤其是冬季鍛造時, 取料操作人員應(yīng)提前啟動取料車, 爐門提起后, 在加熱工指揮下,迅速夾起坯料 (10s 以內(nèi)), 以減少坯料表面溫差;其次, 連續(xù)出爐時, 在工藝規(guī)定加熱時間范圍內(nèi),適當(dāng)延長保溫時間, 確保靠近爐門坯料料溫恢復(fù)后,再出爐鍛造。

圖 9　陰陽面鈦合金的裝爐方式

Fig. 9　Charging mode of titanium alloy with Yin and Yang surface

4、結(jié)論

(1) 難變形鈦合金的生產(chǎn)過程易產(chǎn)生開裂、 心部粗晶、 細(xì)晶亮帶、 明顯變形流線和陰陽面等多種鍛造缺陷, 危害嚴(yán)重, 需引起技術(shù)、 生產(chǎn)、 質(zhì)量等相關(guān)人員高度重視。

(2) 難變形鈦合金所述 5 種鍛造缺陷產(chǎn)生的主要原因分別總結(jié)如下: 材料本身合金化程度高、 塑性差, 小規(guī)格棒材降溫快、 未及時倒棱、 掉頭鍛造;單相區(qū)晶粒細(xì)化不夠、 加熱溫度低、 變形抗力大,鍛透性差、 心部易溫升; 總變形量大、 坯料內(nèi)外溫差大、 變形不均勻; 坯料表面降溫快、 流動性差、拔長方式單一; 坯料出爐慢、 表面溫度不均。

(3) 可采取以下措施預(yù)防難變形鈦合金鍛造缺陷: 塑性差、 易開裂鈦合金包棉連續(xù)鍛造、 提升操作水平, 小規(guī)格棒材內(nèi)裂及時倒棱、 多道次甩圓拔長、 及時掉頭; 對于心部粗晶, 增加單相區(qū)晶粒細(xì)化程度、 棱面轉(zhuǎn)換六方拔長, 鍛造打扁方及打四方、倒八方交替進(jìn)行; 對于細(xì)晶亮帶, 可減少每火次鐓拔次數(shù)、 降低坯料內(nèi)外溫差、 控制變形均勻; 對于明顯變形流線, 棱面轉(zhuǎn)換打四方拔長; 對于陰陽面,提高出爐速度、 減少坯料表面溫差等, 從而不斷提升難變形鈦合金的鍛造能力和質(zhì)量水平。

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