合金钢棒材（共6篇）
合金钢棒材 篇1
摘要：为改善产品质量, 提高莱钢小型合金钢棒材产品市场竞争力, 针对生产中存在的问题, 通过优化孔型系统, 重新设计翻钢板, 改进导卫装置, 实现了生产工艺和产品质量的优化升级, 降低了生产成本, 提高了生产效率。
关键词：圆钢,孔型系统,导卫装置,工艺优化
莱芜钢铁股份有限公司 (以下简称莱钢) 小型合金钢棒材生产线经过多次技术升级与改造后, 形成了550 mm×1+450 mm×6+350 mm×6机架工艺布局, 实现了年产35万吨合金钢棒材的生产能力, 主要产品规格为12~65 mm棒材。
为进一步提高小型合金钢棒材的产能和产品质量, 在激烈竞争的市场中求得生存和发展, 必须对生产工艺进行优化升级, 降低生产成本, 提高生产效率。
1 主体设备及改进方案
1.1 主要轧钢设备
莱钢特钢事业部小型合金钢棒材生产线年生产能力为35万吨, 主要的轧钢设备有550 mm×1三辊粗轧机一列, 450 mm×6平立交替中轧机组, 350 mm×6平立交替精轧机组;主要的辅助设备有:三段式蓄热式加热炉一座, 66×10 m的步进式冷床一台, 500t冷剪和160t热剪机各一台以及配套的打捆、收集装置;车间厂房成“┕┛”形布置。主要生产12~65 mm规格圆钢, 品种有碳事结构钢、合金结构钢、齿轮钢、轴承等。
1.2 改进方案
针对小型合金钢棒材生产线制约生产的的瓶颈问题, 通过优化550 mm粗轧工艺、设计差异化翻钢板、设计成品孔型采用孔型两侧用切线连接的扩张角法、优化扭转导卫等提高工艺稳定性, 实现生产工艺和产品质量的优化升级。
2 技术方案的实施
2.1550 mm粗轧工艺优化
小型合金钢棒材生产线生产中采用180 mm×220 mm×3 000 mm和150 mm×150 mm×3 000 mm两种坯料, 与之相对应, 550 mm粗轧工艺有两套, 针对其工艺特点, 分别进行优化。
2.1.1 180 mm×220 mm×3 000 mm的坯料生产的轧制工艺优化
原采用180 mm×220 mm×3 000 mm坯料生产时, 550 mm粗轧工艺为:坯料经过7道次轧制, 为中精轧提供断面为100 mm×100 mm的粗轧坯, 生产22~65 mm规格圆钢。该工艺7道轧槽易老化, 550 mm更换频繁, 生产成本偏高。针对此问题, 设计在550 mm下辊增加一个备用孔槽, 以增加过钢量, 提高产品质量。增加备用孔槽后, 550mm过钢量可由5 000t提高到6 000t, 同时产品质量得到了保证。具体孔型尺寸见图1、图2。
2.1.2 采用150 mm×150 mm×3000 mm坯料生产的轧制工艺优化
原采用150 mm×150 mm×3000 mm坯料生产时, 550 mm粗轧工艺为:采用箱形孔型系统和六角方孔型系统, 坯料经过7道次轧制, 为中精轧提供断面为70 mm×70 mm的粗轧坯, 生产12~20 mm规格圆钢。受设备和轧钢工艺特点的限制, 中精轧第一道次料型为462K2, 该道次压下量为32 mm, 延伸系数为1.67, 宽展系数为0.65。根据六角—方孔型系统变形特点, 其常用延伸系数为1.4~1.6, 可见原工艺550 mm下料偏大。实际生产中, 因粗轧来料过大, 料型在中轧第一道容易产生过充满, 料型可控性差, 从而导致产生耳子、折叠等过程废品, 同时增加了轧槽的磨损。针对此情况, 对550 mm粗轧工艺进行改进, 压缩尺寸, 为中精轧提供合适的坯料, 保证工艺顺行, 减少过程废品。新工艺550 mm轧制9道次, 第九道次下料尺寸为64 mm×68 mm, 采用方箱—扁箱—方箱—扁箱—方箱—扁箱—方箱—六角—方共轭孔型系统。各道次料型尺寸见表1。
2.2 差异化翻钢板设计优化
传统的翻钢板肩宽相同, 各道次料型受力相同, 适用于断面差异小、重量较轻的坯料。但供小型合金棒生产线的坯料断面差异大, 实际生产中, 550mm粗轧第二道次、第四道次坯料经过翻钢板后, 因翻钢斜面角度不够, 无法翻钢, 需要人工翻钢, 生产效率低。分析得出原因是:第二、第四、第六道次肩宽均为85 mm, 各道次料型尺寸不相同, 但受力相同, 料型较大的第二、第四道次受力不够, 不能够实现翻钢。针对此问题, 重新设计翻钢板尺寸, 将第二道次肩宽改为100 mm, 第四道次改为90 mm, 增大了翻钢斜面角度, 保证翻钢顺利进行, 减少人工翻钢次数, 提高了生产效率。
2.3 中、精轧连轧工艺优化
中、精轧连轧制定有两套工艺, 一套为来自粗轧断面70 mm×70 mm的粗轧坯生产12~25 mm规格圆钢的轧制工艺, 另一套为来自粗轧断面100 mm×100 mm的粗轧坯生产25~65 mm规格圆钢的轧制工艺。
2.3.1 重新设计成品孔型
圆钢成品孔的设计合理与否, 直接影响产品断面尺寸的精确性和产品质量。通常使用的成品孔型设计方法有两种:双圆弧半径法和孔型两侧用切线连接的扩张角法。小型含金棒材生产线原来使用的成品孔型是双圆弧半径法设计, 随着对圆钢产品质量要求的提高, 原成品孔型已不适用高精度圆钢生产, 它只能满足GB702-86标准中第三组精度要求。为满足圆钢产品的高精度尺寸成品孔型全部采用孔型两侧用切线连接的扩张角法设计, 其主要工艺参数有基圆半径R和成品孔宽度B, 如图3所示。
用这种方法构成的成品孔, 其孔型宽度B值较小, 且扩张角总小于30°, 因此该方法也称为高精度法。R和B计算公式如下:
式中d—圆钢公称直径;
△-—允许负偏差;
△+—允许正偏差;
(1.007~1.02) —热膨胀系数。
该方法具有中心扩张角小、轧制时金属超出标准圆的部分比较少、易控制成品宽度、样板制作简单等优点。成品孔型优化后, 提高了圆钢尺寸精度, 减少了过程废品, 提高了成材率。
2.3.2 扭转导卫改进
生产φ12~22 mm中精轧采用六角—方—椭圆—圆孔型系统, 六角—方孔型采用了扭转导卫。扭转导卫装置的作用是正确地将轧件导入轧辊孔型, 控制或强制轧件扭转或弯曲变形, 并按一定方向运动, 保证轧件在孔型中稳定变形, 同时保证顺利、正确将轧件导出, 防止缠辊。
原使用的扭转导卫存在以下缺陷:两个导辊之间距离固定, 不能在线调整, 无法适应料型的变化, 易出现堆钢事故, 同时扭转导卫结构不合理, 难以固定, 需焊接在机架上, 稳定性差, 更换困难。新设计的扭转导卫两辊之间中心距可调, 可360°旋转, 可根据来料情况合理调节导卫尺寸, 同时改进了固定方式, 提高稳定性。
改进后的扭转导卫适用于变形稳定性差、轧制速度高的小型合金钢生产, 可保证得到几何形状良好、尺寸精度高和表面质量好的轧件, 减少过程废品, 提高成材率。
3 应用效果
小型合金钢棒材生产线工艺与设备优化和改进后, 550 mm粗轧和中、精轧和连轧工艺稳定性提高, 轧制过程废品减少, 产品质量明显改善, 生产效率稳步提高, 小时产量由80 t提高到了100 t。
轧机的稳定性改善后, 轧制过程中每一道次的料形尺寸得到了很好的控制, 产品尺寸精度明显提高, 同时减少了堆钢、拉钢等工艺事故, 提高了轧槽使用寿命, 节省换辊换槽时间, 有效地提高了产品质量稳定性和生产效率, 降低了生产成本。
4 结论
(1) 针对莱钢小型合金钢棒材生产线生产中存在的问题, 通过优化粗轧工艺和圆钢成品孔型, 设计差异化翻钢板, 改进导卫装置等技术措施, 实现了生产工艺和产品质量的优化升级, 降低了生产成本, 提高了生产效率。
(2) 生产工艺优化与改进后, 轧机的稳定性明显改善, 轧制过程废品减少, 轧辊和轧槽使用寿命显著提高。550 mm轧辊过钢量从3 00 0t提高到4 500 t以上, 中精轧轧辊单槽平均过钢量分别由3 000 t和200 t提高到4 000 t和500 t, 小时产量80t提高到了100 t。
参考文献
[1]高伟, 王玉峰.圆钢尺寸偏差分布及定径[J].轧钢, 2004, 21 (5) :59-61.
[2]李曼云.小型型钢连轧生产工艺与设备[M].北京:冶金工业出版社, 1998.163-171.
大规格合金钢棒材孔型设计及分析 篇2
根据国内钢铁市场调研, Φ100 mm以上大规格圆钢有一定的市场, 目前市场供应的大规格圆钢, 虽然国内已有连轧机生产合金钢轧材, 但相当一部分大规格棒材仍由锻锤和650 横列式轧机生产, 普遍存在表面质量差、公差范围大, 锯切毛刺多等问题[1]。这与孔型设计的优劣有很大程度的关系。因此, 合理的设计大规格合金钢棒材孔型有重要的意义。
根据笔者的生产经验, 对棒材产品表面质量及精度有重要影响甚至起决定作用的是精轧孔型系统, 尤其是成品孔型系统。因此, 本文在孔型设计基础理论的基础上, 结合现场实践经验, 以Φ150 mm合金钢棒材的孔型设计为例, 研究大规格棒材的精轧孔型系统尤其是成品孔型系统的孔型设计。
1精轧孔型系统的设计
根据某厂的多年生产实践及相关资料的介绍, 精轧孔型选择万能孔型系统。
1.1成品孔型系统
成品孔型的设计主要从以下几个方面考虑[2]:
(1) 轧制温度的变化;
(2) 宽展量的变化;
(3) 尺寸公差的要求;
(4) 孔型的磨损。
为保证成品的断面形状和尺寸精度及轧机的调整方便, 成品孔型如图1所示, Φ150mm轧材成品孔型尺寸为:
undefined
式中 hk为成品孔型基圆直径 (mm) ;bk 为成品孔型扩展圆直径 (mm) ;D 为冷态公称直径 (mm) ;Δ为允许负偏差的绝对值;η为热膨胀系数;α为扩展角;R 为基圆半径 (mm) 。
图1中扩展圆圆心与基圆圆心在Y-Y轴上的偏心距S, 由正弦定理可得[3] (见图2) :
undefined
Lc为槽口宽度, 由图2可得
undefined
可得Φ150 mm轧材成品孔型尺寸: S=6 mm。
1. 2精轧孔型系统
精轧孔型系统的共用程度依圆钢的直径而异, 最大与最小圆钢直径差D-d 最好不超过10 mm, 因为D-d 的差值愈大, 设计出的立轧孔的高宽比愈小, 轧件在立轧孔中愈不稳定, 所以选用Φ145～150 mm共用一组精轧孔型。
精轧孔型的配置采用4 辊两套制, 车修两支中辊, 上下辊可对调, 降低轧辊消耗。
1.2.1 椭圆孔型
椭圆孔型尺寸如图3。
根据下列经验公式:
椭圆孔型高度为
undefined
椭圆孔型宽度为
undefined
椭圆圆弧半径为
undefined
由S=8 mm得
undefined
1. 2. 2 立轧孔型
根据经验公式计算得:
立孔型高度:hk2=168 mm;
立孔型宽度:bk2=170 mm;
大圆弧半径:R=142 mm;
小圆弧半径:R′≈R/3=47 mm;
偏心距:S=8 mm;
侧壁斜度:ψ=32%。
2成品孔型设计分析
针对看似降低成本的负偏差轧制孔型设计, 笔者根据理论分析和经验对这一孔型设计尤其是成品孔型的负偏差设计进行分析, 具体分析如下。
合金钢等特种钢材是按“实际重量”交货, 不是按长度折算的“理论重量”交货, 所以按负偏差轧制不仅不会给生产厂带来经济效益, 相反地可能在质量上带来一些麻烦, 主要有:
(1) 对于冷切削加工用钢, 按负偏差控制钢棒尺寸时, 表面缺陷深度容易超标, 造成废品。按国家标准规定:供冷切削加工用钢, 表面缺陷深度和清除深度的考核是“由公称尺寸算起”[4]。这意味着:在缺陷的“实际深度”相同的情况下, 按正偏差轧制的钢棒, 缺陷的“计算深度”较浅;相反, 按负偏差轧制的“计算深度”要深得多, 容易因“计算深度”超标而造成废品;
(2) 轧后尚需经过热处理 (回火、退火、正火) 出厂的钢棒, 轧制公差很难掌握。热处理过程中, 钢棒的直径会氧化烧损0.1～0.3 mm。因此, 需经热处理后出厂的钢棒轧制尺寸要比出厂尺寸大0.01～0.03 mm。譬如出厂的尺寸为Φ80±0.25 mm, 那么轧制尺寸应为Φ80+0.26+0.28mm, 也就是按正偏差轧制[5]。很显然, 在用负偏差设计的成品孔中, 要轧出正偏差的钢棒是十分困难的;
(3) 按负偏差设计的成品孔型寿命较低因为成品前孔是椭圆形, 所以成品孔轧槽的磨损集中在槽底, 膀子处磨损很少, 轧槽磨损后, 为了维持成品尺寸D1, 通常要缩小辊缝, 随着辊缝缩小, 膀子处直径发生变化, 很容易低于负偏差下限, 造成钢棒膀子处直径不合格, 被迫更换孔型, 降低了孔型的使用寿命。
除此之外, 还有孔型的槽口宽度太小等问题。因此, 在设计精轧孔, 尤其是成品孔型系统时应按零偏差或正偏差来设计孔型系统。
采用此类近规格共用孔型设计的优点是:
(1) 降低了轧辊消耗, 减少孔型加工次数及降低加工成本, 降低生产成本;
(2) 共用孔型的使用, 通过在线调整, 减少换规格次数, 即减少了连轧机组换轧机次数, 提高作业时间及作业率, 降低劳动强度, 提高产量及生产率, 增加经济效益。
3结束语
本文根据孔型设计理论和多年的孔型设计经验, 以Φ150 mm大规格合金钢棒材的精轧和成品孔型为具体对象进行了设计, 对成品孔型的设计进行了分析, 得出成品孔型系统应按零偏差或正偏差来设计。通过现场的实践取得了良好的效果。
参考文献
[1]李民.POMINI公司圆钢成品孔型设计分析[J].特殊钢, 1998, 19 (1) :35.
[2]余文忠, 饶立华.中型连轧线万能孔型轧制方钢[J].特殊钢, 2001, 22 (4) :30-31.
[3]李文惠.650 mm×4型钢轧机力参数试验[J].特殊钢, 1994, 15 (2) :31-36.
[4]张马林, 徐小贝, 陈联和.大规格圆钢质量分析和控制[J].湖南冶金, 2004;32 (2) :27-29.
钛合金棒材轧制成型研究进展 篇3
钛合金具有比强度高、耐高温、耐腐蚀等优点,其棒材制品用于制作飞机螺旋叶片、紧固件、螺栓等军用产品,以及钛合金人造骨骼、汽车阀门弹簧、阀杆、海产品养殖网箱和眼镜架等民用产品[1,2,3]。目前钛合金棒材成型方法主要有铸造、锻造、轧制、挤压等塑性加工方法,其中小规格棒材生产主要采用轧制成型。
我国是钛资源大国,但小规格钛合金棒材轧制技术还不是很成熟,目前钛合金棒材工业化生产仍然采用钢材生产工艺与设备,或者在已经淘汰的横列式轧机上生产。如在三辊横列式轧机上轧制钛合金棒材,由人工将轧件喂入轧机,在一台轧机的上、下孔型中反复轧制后,再横移至下一架轧机轧制。轧制速度慢、时间长、轧制温度不能保证;轧机刚度差、致使产品精度低、质量差,不能满足高端市场产品要求。另外,钛合金产品需求具有小批量、多品种的特点,用高速线材生产方式生产钛材也是不经济的,且用普通两辊轧机生产的产品存在折叠与表面划痕等质量问题,产品性能同样不能保证[4]。
钛合金产品研究正向着高性能化、低成本化方向发展,即在追求某一性能指标的同时,还注重综合性能的匹配,如强度、塑性、韧性的匹配等。产品的性能与生产工艺、组织的多样性有必然的联系[5,6,7]。由于上述原因,目前国内钛合金棒材生产工艺难以生产高性能的产品,因此研究改进钛合金棒材的轧制成型技术,获得尺寸精度高、力学性能优良的棒材产品是现在急需解决的问题。本文分析了钛合金轧制成型特点,综述了通过调整工艺和选择轧制方式来提高钛合金棒材轧制成型性的研究。
1 钛合金轧制成型特点
钛合金轧制坯料通常为较大规格的锻棒,由于冷却速度不同,锻棒在室温下的组织为针状、细片状或粗片状形态的β转变组织。这种组织具有较高的蠕变抗力和断裂韧性,而疲劳强度和拉伸塑性较低。钛合金棒材的加工通常希望得到拉伸和疲劳性能良好的等轴组织,然而锻棒在室温下的片层状组织很稳定,只有通过两相区的强烈变形才能使其等轴化[8,9,10],所以室温下钛合金变形抗力高、难变形是制约钛合金轧制成型的原因之一。因此,钛合金的轧制成型通常是在一定温度下进行的。
轧制变形量大,有利于细化组织,提高力学性能;变形量小,在轧制过程中只发生动态回复。然而钛合金塑性差,道次变形量小。因此,由于道次变形量小导致的钛合金组织粗大是轧制成型的重要特点。
钛合金轧制成型的另一个特点是轧制过程需要多次退火。在开放的轧制环境中,合金和空气、轧辊等的传热使轧件表面温度下降很快,轧件心部温度由于变形生热的原因,温度反而上升,表面与中心形成较大的温度梯度,在轧制过程中容易产生表面裂纹。为了保证轧制在设定的温度范围内以及保证轧件温度均匀,道次间需要对轧件进行加热。另外,因为轧制过程中孪晶和织构的积累以及加工硬化,导致轧制变形越来越困难,所以为了能够继续变形,需要在道次间对轧件进行加热,使大量的孪晶发生再结晶,提高材料塑性,使材料在后续轧制中不开裂。
2 提高钛合金棒材轧制成型的途径
基于上述分析,影响钛合金轧制成型的主要因素有变形抗力高、道次变形量小、加热退火、多道次轧制、温度分布不均匀等。为了提高钛合金棒材的轧制成型性及组织性能,通常通过2条途径解决,即优化轧制工艺和选择轧制方式。
2.1 轧制工艺优化
从铸锭开始至成品制件,钛合金棒材的加工是多工序的。工艺流程依次包括熔炼、锭坯、扒皮、锻造、精锻、修磨、加热、轧制、热处理、矫直、切断、检查、包装等,其中,轧制和热处理工艺是决定产品组织性能的关键因素[11]。因此,通过优化轧制温度、轧制速度、道次变形量等工艺参数以及选取合适的热处理制度,可以达到改善轧件组织、提高轧制成型性的目的。
2.1.1 轧制温度
钛合金棒材热轧区分为β相区、α+β相区和跨β相区。在β相区变形时,所有钛合金(α、α+β和β合金)都具有单相合金特有的组织,晶粒中心部位的变形总是小于晶粒边界,因此具有不够完善的位错组织。在α+β相区变形,原始β晶粒和晶内α片层被压扁、拉长、破碎,轧制力求沿金属流动方向拉长,形成纤维状组织。随着变形程度的增加,晶粒和片层进一步被弯曲和拉长,发生片状组织向球状组织的转变[12]。在实践中,常从β相区开始变形,在α+β相区结束变形,形成的组织取决于在α+β相区的变形程度。通常,变形程度为50%~60%,组织为等轴状,变形程度较小时,由交替的片状和球状构成,组织不均匀。因此,钛合金的变形机制与轧制温度相关,而要确定合理的温度制度,需要综合考虑合金成分、变形量和变形速率等。
徐锋等[13]分析了TC6棒材在轧制温度为970℃、940℃、880℃时的显微组织,TC6的相变点温度为960℃。TC6合金于970℃(β区)进行轧制后,显微组织全部由尺寸较小的β转变组织组成,在其晶界上有大量的断裂扭曲的短片状晶界α相;于940℃(上α+β相区)轧制后,显微组织中初生α相为扁球状,β转变组织尺寸更小而且析出的片状次生α相呈扭曲状;于880℃(下α+β相区)轧制后,α相形态为扁球状和扭曲的短片状。可见,通过调整轧制温度,可以得到不同组织的钛合金棒材。因此,轧制过程中可以选择多个温度轧制以控制组织,提高塑性。
2.1.2 变形量
在轧制过程中,变形量是很关键的参数。变形量过大,材料有可能开裂;变形量过小,影响棒材的组织和性能,降低生产效率。
周廉等[11]研究了热变形对TB-13合金组织的影响。结果表明,变形量为32%时,组织特征为β状的扁平晶粒,晶粒未发生动态再结晶;变形量为50%时,β基体发生刃型位错的攀移和螺旋位错的交滑移;当变形量增至59%时,晶粒才发生动态再结晶;当变形量达到75%时,晶粒为细小的等轴β组织。
陈慧琴等[12]研究发现,在α+β相区轧制,若α相和β相以可比较的数量同时存在并同时经受变形,且当变形程度大于60% 时,晶界的条状α相和晶内的片状α相彼此之间的差别逐渐消失,发生片状组织向球状组织的转变并形成超细的晶粒组织。
2.1.3 变形速率
变形速率也是重要的轧制工艺参数之一。应变速率越大,单位时间内就必须驱使更多的位错移动,这些位错之间相互作用,形成位错缠结等,导致材料变形抗力升高。反之,应变速率降低,材料动态回复或动态再结晶速度等于加工硬化的速度,或材料产生的连续动态再结晶抵消了加工硬化,材料经过加工硬化后保持稳定。
罗皎等[14]研究了变形速率对TC4变形抗力的影响,随着应变速率的增加,变形抗力显著升高。然而,王斌等[15]认为在快速变形条件下,由于畸变能的剧烈增加,引起动态回复和再结晶,出现明显的软化现象,引起变形抗力显著下降;相反,在慢速变形条件下,由于动态回复过程的相对加强,畸变能较难增加,再结晶很难发生。可见,应变速率对动态回复、动态再结晶及变形抗力有显著影响。
2.1.4 热处理
轧制后的钛合金棒材加工硬化现象严重,组织不稳定,不利于二次加工成型,所以需对钛合金棒材进行热处理,以提高合金的塑性。另外,钛合金棒材在轧制过程中也需进行退火处理,以利于后续轧制。
葛鹏等[16]研究了热处理制度对Ti-1300合金组织和力学性能的影响,Ti-1300合金棒材经β相变点下固溶时效处理后强度高,塑性好;若经β退火,随炉缓冷后时效处理,通过调节出炉温度参数,也可以获得不同的性能。熊爱明等[17]研究了热处理制度对TC6钛合金显微组织的影响,加热温度和保温时间对钛合金显微组织的影响很大。
2.2 轧制方式
轧制方式是影响钛合金棒材力学性能和轧制成型性的主要因素。优化轧制方式、调整工艺路线能提高产品综合性能,并能节约能源消耗、提高经济效益。目前,钛合金棒材轧制方式主要有二辊连轧、三辊横列式轧制、步进轧制、螺旋轧制、Y型轧制以及多种加工方法的组合。二辊连轧和三辊横列式轧制方法与普通钢材轧制方法几乎没有区别,本文不再详述。
2.2.1 步进轧制
步进轧制是将轧制和锻造两种变形特点结合在一起的加工方式,它同时具备锻造的大变形和轧制速度快两个特点。图1是扇形轧辊步进轧机的工作原理图。扇形轧辊分为4个半模,呈90° 分布于圆形牌坊之内,轧辊表面呈圆锥形,轧制时几个轧辊同时绕其轴往复摆动,压缩金属并使其形成变形锥。轧辊的逆向行程是空行程,可以使金属得到恢复和软化,从而改善材料的加工塑性。
赵永庆等[18]研究发现,Φ50mm锻棒Ti-6Al-2Sn-2Zr经过步进轧制后,棒材整体室温拉伸性能均匀,经 α/β固溶+时效处理后获得双态组织,强度、塑性达到良好匹配。σb ≥1150MPa,σ0.2≥1040MPa,δ≥14%,Ψ≥30%;经β+α/β固溶+时效处理后得到片层状组织,强度较高,塑性偏低。
表1为步进轧机生产的钛合金棒材,步进轧机轧制的轧材四向受压,受力状态为三向压应力,提高了棒材的塑性和冲击韧性,道次延伸系数大,金属得到充分加工,组织细化,性能提高。
步进轧制后的坯料经辊模拉伸可制取不同尺寸和断面的棒线材,辊模拉伸兼有轧制和拉伸的优点,拉伸钛材的速度为整体模拉伸的2~4倍,需要的拉力减小30%~50%[19]。因此,步进轧制+辊模拉伸尤其适合低塑性金属及合金的变形。
2.2.2 螺旋轧制
莫斯科钢及合金学院[20]研制出的微型螺旋轧机可以轧制直径小于10mm的棒材,材质有BT1-0、BT3-1、40XH、60号钢、12X18H10T,加热温度为930~1160℃,延伸系数为1.6~4.34。
生产工艺流程如图2所示,加热后的坯料在мисис100T轧机上预变形至Ф25~50mm,随后将坯料送мисис10-30轧机上轧至Ф10~25mm。
研究表明,螺旋轧制产品的直径公差小于等于0.5%,弯曲度小于等于0.75mm/m,塑性相对纵向轧制提高了25%~30%,强度相对纵向轧制提高了8%~15%,工艺流程短,免去了常规工序中的矫直工序。
2.2.3 Y型轧机连轧
Y型三辊轧机最初应用于冷轧带肋钢筋,逐渐发展为热连轧铝、钼、镍等金属,是一种高效轧机[21,22,23]。2006年太原科技大学开发了Y型轧机钛合金棒材连轧生产线,可生产Ф30mm以下的棒线材及对边距离小于30mm的六角方直条。Y型轧机3个轧辊呈Y型分布,由直流电机通过减速箱传动机架内的3个轧辊,其水平辊为主传动辊,靠锥齿轮传动其它两个辊,每个轧辊互成120°,以正Y和倒Y交替布置,如图3所示。
与常规线棒材轧制生产线相比,该生产线具有以下优点:(1)轧件处于三向压应力状态,变形条件好,轧件表面质量好,开裂、劈头少,减少了连轧堆料事故,成材率高;(2)省去了中间加热工序,生产流程短,作业率高;(3)孔型共用性高,实现一定规格的自由轧制,增加了产品规格;(4)生产线采用了专门控制轧辊和轧件温度的冷却系统,由控制台统一进行闭环控制,从而保证了工艺的稳定性和产品的质量;(5)机架体积小,质量轻,调整和搬运方便,结构布置紧凑,占地面积小。
秦建平等开发设计了24机架Y型连轧机组,可将Ф60mm的 TC4、TC16棒材连轧至Ф5.5mm,产品如图4所示。产品尺寸精度符合要求,轧件经热处理后综合性能高。该生产线已在钛合金棒材工业生产中得到应用。
2.2.4 二辊轧制+拉拔
乌克兰国立冶金大学与喀山发动机制造厂[24]联合研制出燃气涡轮发动机用六方棒单机架轧机及其轧制技术。用特殊孔型的单机架两辊轧机进行多道次轧制,轧出成品六方棒的尺寸公差为±0.10~±0.15mm。图5为二辊孔型图,1号孔为空轧孔,2、3、4、5号孔为工作孔。空轧孔直径比六方棒的最大尺寸大30~40mm,其功能是在经过每一道次轧制后棒料都要通过1号孔翻转60°。2、3、4、5号孔每个孔型都可轧制出一种规定尺寸的六方棒。
2.2.5 行星轧制
三辊行星轧机由3个绕轧制轴线互成120°的带渐锥形辊的辊座及相应的调整装置组成。3个倾斜的轧辊轴线与轧制中心线构成碾轧角β和偏转角α,围绕棒坯的轴线按120°平均分布,如图6所示。轧辊由10~20个变形区段组成,每一个变形区段在瞬间完成定径过程,最后由10~20个小变形区段组合成整体变形,完成整个变形过程,使道次变形率可达80%以上[25]。
三辊行星轧机的变形属于小变形量,轧制力不大,但由于连续积累形成了宏观上的大压下量,故三辊行星轧制过程的应力状态好,有利于提高轧制质量。试验表明,对加工温度范围较窄的难变形金属材料(如镍钛合金等)均试轧成功。
3 结束语
钛合金作为一种新兴的金属结构材料,有着丰富的资源和广阔的应用前景,但钛合金价格昂贵,为了进一步扩大钛合金产品的使用范围,就必须大幅度降低其制造成本。目前应用最广的二辊、三辊轧制方法需要在轧制过程中对棒材进行多次退火,工序繁杂,影响棒材性能。
合金钢棒材 篇4
涡轮盘用粉末冶金材料合金化程度高,材料热加工性能差,塑性低,变形温度高且范围很窄,锻造变形时对变形速度和变形温度都非常敏感,难以采用常规锻造变形工艺进行开坯和成型[3]。热挤压时挤压模型腔内坯料温度较高并且处于强烈的三向压应力状态,可有效改善合金变形性能,提高合金塑性,是解决高合金化涡轮盘材料开坯困难的有效手段;同时,大挤压比变形可有效破碎合金原始颗粒边界和非金属夹杂物,细化合金晶粒。在国外,制备粉末高温合金涡轮盘一般采用热挤压制坯+超塑性等温锻造的工艺路线,其技术特点是将通过大挤压比的挤压变形(挤压比一般大于4.5),获得具有超细晶粒(ASTM12或以下)的合金棒材,随后在低应变速率条件下进行超塑性等温锻造,超塑性等温锻造可以使合金获得良好的细晶组织,并实现近净成型[4,5,6,7]。国外在20世纪60年代开始采用热挤压技术制备粉末高温合金棒材,到1965年超过22700kg粉末热压实+热挤压棒材用于军用发动机涡轮盘制备;截止到1998年,采用热挤压工艺制备粉末高温合金棒材已超过1万吨/年。IN100合金是最早采用热挤压技术进行挤压开坯的粉末冶金材料,在1985年和1992年GE也开始采用该工艺制造Rene′95合金、Rene′88合金棒材;在目前西方发达国家现役军、民机中,其推重比为7~8及其以上的发动机普遍采用了粉末冶金+热挤压+超塑性等温锻造的工艺制备,材料包括了 Udimet 720(AF-2-2DA),Udimet 700(AF115),N18,Waspaloy,IMI843等合金,挤压棒材规格可以达到ϕ320mm[8]。
针对发动机推重比和功重比升级换代的发展趋势,国内在粉末高温合金涡轮盘等温锻造技术领域进行了大量研究,在涡轮盘材料细晶盘坯制备、超塑性变形、模具技术、工艺润滑等方面取得较大进展,采用热等静压+等温锻造的加工方法,实现了大气条件下粉末冶金高温合金涡轮盘超塑性等温模锻[9,10,11]。但国内由于设备条件限制,在粉末高温合金热挤压制坯领域技术基础薄弱[12]。FGH96合金是国内研制的使用温度为750℃的第二代损伤容限型材料,具有耐高温、高强韧性和低的裂纹扩展速率等优点,综合性能优异,是制造高性能发动机涡轮盘的首选材料[13]。本工作对热挤压FGH96合金棒材超塑性进行了研究,为热挤压技术在粉末高温合金涡轮盘制备工艺中的应用奠定基础。
1 实验方法
采用氩气雾化工艺制备的FGH96合金粉末,经脱气、装套、热等静压后,制成实验用锭坯,将锭坯进行1130℃×2h并控制冷却速率的预热处理后,在1100℃进行挤压比4∶1的挤压变形,获得外观完整的FGH96合金棒材。沿棒材挤压方向切取圆柱试样进行超塑性拉伸实验,超塑性拉伸设备为ZWick-Roell万能实验机,设备最大拉伸载荷为10T,超塑性拉伸实验采用控制恒拉伸速度的方式进行。采用徕卡DMLM显微镜、JSM-5600LV扫描电镜和JEM-2010透射电镜,对合金显微组织进行分析。
2 实验结果与分析
2.1 超塑性拉伸伸长率
对挤压FGH96合金进行超塑性拉伸,合金在1050℃和1100℃实验条件下呈现出良好的超塑性,图1为FGH96合金超塑拉伸试样和伸长率-初始应变速率曲线。
从超塑拉伸后的试样外观看,在初始应变速率较低时,合金超塑拉伸变形伸长率较大,试样缩颈不明显,而随着初始应变速率的提高,试样拉断后断口处呈现明显的缩颈,如图1(a)所示。从图1(b)可以看出,超塑拉伸变形温度对FGH96合金超塑性的发挥有较大的影响,初始应变速率较低时,在1100℃超塑拉伸变形时伸长率比在1050℃有明显的提高;而在初始应变速率增大到1×10-3s-1以上时,合金在1100℃和1050℃超塑拉伸变形时伸长率的差别逐渐减小。初始应变速率对FGH96合金超塑性的影响表现为,随着初始应变速率的增加,伸长率迅速降低,在1100℃初始应变速率为3.33×10-4s-1时,合金的伸长率达到405%;而当初始应变速率增加到1.2×10-3s-1时,伸长率降低到162%。在1050℃初始应变速率为3.33×10-4s-1时,合金的伸长率为313.3%;随着初始应变速率的增加,伸长率明显降低,但在初始应变速率为8×10-4~1.6×10-3s-1之间时,伸长率仍大于100%。挤压FGH96合金在变形温度为1050~1100℃,初始应变速率为3.33×10-4s-1的变形条件下具有良好的超塑性,这一研究结果对于挤压FGH96合金超塑性的工程应用具有重要意义。
2.2 超塑性拉伸应力-应变曲线
图2为热等静压态和挤压态FGH96合金在恒速拉伸变形时的应力-应变曲线。热等静压FGH96合金在拉伸变形时,在初始应变速率为3.2×10-4s-1的实验条件下,1050℃和1100℃时的拉伸应力峰值约为160MPa,变形抗力较高且塑性较差,其极限伸长率达
不到100%,不具备超塑性。
与热等静压FGH96合金拉伸变形应力-应变曲线相比,在变形条件接近的情况下,挤压FGH96合金流动应力比热等静压FGH96合金有较大幅度降低,塑性则大幅度的提高。在变形温度为1050℃和初始应变速率为3.2×10-4s-1时,热等静压态FGH96合金的流动应力达到160MPa;而挤压态FGH96合金在变形温度为1050℃和初始应变速率为3.33×10-4s-1时,最大流动应力只有70MPa。挤压态FGH96合金在变形温度为1100℃,初始应变速率为3.33×10-4s-1进行超塑性变形时,最大流变应力只有32MPa,不到热等静压态拉伸变形时流动应力的1/3。超塑变形可以有效降低FGH96合金变形抗力,降低锻件成形对锻压设备的能力需求,改善锻件成形时模具的受力状态、减少模具磨损,提高模具使用寿命。
2.3 合金挤压及超塑性变形过程的组织演变
FGH96合金经热等静压后已完全致密化,但仍保留了部分原始颗粒边界,晶粒尺寸约为20~30μm,如图3(a)所示;合金中γ′相尺寸细小,大部分呈弥散状分布在粉末颗粒内部,少量呈独立颗粒状分布在原粉末颗粒轮廓上,如图3 (b)所示。热等静压态FGH96合金中γ′相尺寸及尺寸间距较小,这种组织不利于后续热加工过程动态再结晶的发生。
对FGH96合金进行1130℃×2h并控制冷却速率的预热处理,目的是通过控制冷却速率,调整合金中析出相的尺寸和分布,使其能够促进后续变形过程的动态再结晶,FGH96合金经预热处理显微组织如图3(c)所示,经预热处理后合金中γ′相显著粗化,主要有两种尺寸,原粉末颗粒内部形成尺寸较小的γ′相,尺寸约为1~2μm,呈团簇状;在原粉末颗粒轮廓或晶界上,形成独立的大γ′相,尺寸约为3~4μm。
FGH96合金经挤压变形后,发生了明显的动态再结晶,变形后晶粒显著细化。在动态再结晶发生比较充分的区域,晶粒尺寸均匀细小,约为5~10μm;由于FGH96合金挤压变形速率较快,挤压过程合金动态再结晶及动态回复进行的不完全,部分再结晶晶粒取向差别不大,局部区域晶界不太连续。由于FGH96合金经过预热处理后,合金中γ′相尺寸及间距较大,在挤压变形过程中容易在γ′相周围产生强烈变形区,新晶粒在变形带内形核并长大,加速动态再结晶的发生;另一方面,合金经挤压变形后,仍有大量大尺寸γ′相分布在再结晶晶粒的晶界上,有效阻止了再结晶晶粒的长大。FGH96合金挤压棒材的显微组织如图4所示。
在透射电镜下观察FGH96合金挤压棒材微观组织,可以看到在均匀、细小的再结晶晶粒内部,仍存在一些更为细小的变形亚结构,如图5所示,其中图5(a)为在晶界周围形成位错滑移;图5(b)为晶界位错塞积后形成的胞状亚晶;图5(c)为挤压变形过程中产生的孪晶组织。这些变形亚结构是动态再结晶形核的初始阶段,是一种高储能的亚稳态组织,这种组织易于在后续的热加工变形过程中发生进一步的回复和再结
晶,使合金晶粒进一步细化和均匀化。
取拉伸温度为1100℃,初始应变速率为8×10-4s-1的FGH96合金超塑性拉伸试样,观察拉伸试样过渡区和断口区超塑拉伸变形后的显微组织,如图6所示。
试样圆弧过渡区在经1100℃保温后基本没有发生塑性变形,过渡区显微组织经过充分的静态回复和再结晶后,获得了平均晶粒直径在10μm左右的等轴细晶组织,晶粒组织均匀而完整,大量γ′相钉扎在晶界上,有效阻碍了晶粒长大。而在试样断口部位在超塑拉伸过程发生了较大的塑性变形后,仍有大量γ′相钉扎在晶界上,晶粒没有出现明显长大,平均晶粒尺寸仍约为10μm。FGH96合金在挤压和超塑拉伸过程形成的这种等轴、均匀、稳定的细晶组织,为合金超塑性的发挥创造了组织条件。
3 结论
(1)挤压FGH96合金棒材在1050℃和1100℃变形温度下具有良好的超塑性,在变形温度为1100℃初始应变速率为3.33×10-4s-1时,超塑伸长率达到405%,流变应力降低到32MPa。
(2)FGH96合金经控制冷却速度的预热处理后,合金中γ′相尺寸及间距较大,能够促进合金在后续变形过程动态再结晶的发生,并有效阻碍晶粒快速长大。
合金钢棒材 篇5
7075铝合金棒材中由于锌、镁元素含量的增加, 使得其具有良好的机械性能, 并且抗腐蚀性好, 是一种商用最强力合金之一, 在航空航天、精密模具、汽车制造业、高档自行车等等领域均得到广泛的应用。对7075铝合金棒材的无损检验是判断其质量是否合格的技术手段之一, 在工作中7075铝合金棒材探伤缺陷一般呈现条状和点状的特点, 且无规律可循, 为探明出现质量缺陷的原因, 需要对其进行剖伤试验, 以确定缺陷的主要成分, 以便因地制宜地采取预防措施。
1 实验过程
取某厂经过超声探伤检验后不合格的7075铝合金棒材样品进行剖伤试验, 首先根据超声探伤部位将棒材置于车床上用铣刀沿着表面慢慢加工, 铣去表面一层, 然后通过酸洗加碱洗的方式直到发现缺陷部位, 清洗干燥后制备样品, 分别用于化学成分分析、显微镜观察、扫描电镜观察以及能谱分析, 为分析缺陷产生的原因提供基础。
1.1 化学成分分析
对样品进行化学成分分析, 采用化学分析法, 测定7075铝合金棒材的化学成分实测数据与标准数据的对比如表1所示, 从表1中可以看出7075铝合金棒材的化学成分均符合标准要求, 因此排除此7075棒材基体的质量问题。
1.2 显微组织观察实验
用高倍电子显微镜对缺陷处试样进行观察, 观察图片如图1所示, 从图1中可以看出缺陷处存在形状不规则、大小不一的块状物质, 这些块状物与周围金属之间的边界非常清晰, 同时具有金属光泽, 因此可初步判定其为金属化合物;
图1a中的块状物面积较大, 而图1b中的块状物数量较多, 且块状物之间分离程度较高, 呈现不规则分布的状态。另外将试样用肉眼观察时发现缺陷处与周围的基体相比较为凸出, 这可能是因为在经历碱洗的过程中碱溶液同时侵蚀基体和缺陷处, 但缺陷处由于不是纯金属而是化合物导致被侵蚀的速度慢于基体被侵蚀的速度。
1.3 扫描电镜 (SEM) 测试
对缺陷试样进行扫描电镜测试, 结果出现未完全破碎的化合物与多处化合物, 从结果可以看出块状物的分布不规则, 部分显示块状物的聚集程度较为明显, 并且棱角明显, 面积较大且具有金属光泽, 金属化合物的特征较为明显, 与上一试验相呼应, 而在局部也出现破碎程度较高的碎片状物体。
2 结果分析与讨论
2.1 缺陷处化合物形成的原因
第一, 为使7075铝合金达到一定的力学要求和防腐蚀的目的, 一般要添加Zn、Fe、Cr、Mn等元素, 如果元素添加量过多或者工艺控制不好, 使铸造的温度和金属元素的含量达到化合物生成的条件, 就会导致粗大化合物的不断生成。
第二, 在熔炼后凝固的过程中容易导致在合金基体局部的元素富集, 另一方面铸造的速度过慢, 给粗大化合物的缓慢形成创造了环境条件。
第三, 合金熔炼过程中加入的中间合金不易熔化, 这些中间合金如果内部存在粗大金属化合物, 一旦不完全熔化就会直接掺入到7075铝合金中去。
第四, 铸造的温度过低或熔炼时间过短, 可能会导致中间合金不能完全熔化。
第五, 漏斗表面不光滑、导热不好、预热不良等原因均能产生化合物。
2.2 7075铝合金探伤不合格的预防措施
针对以上化合物产生的原因, 可提出以下预防措施, 仅供参考。
第一, 在铸造7075铝合金时, 要严格控制好各金属元素的添加量, 一方面, 元素的含量必须要能够达到7075铝合金规定的下限含量要求, 另一方面含量不能超过化合物生成初晶的界限。
第二, 在熔炼过程中要进行搅拌, 并适当加快搅拌的速度, 使熔体能够充分混合均匀, 避免添加的物质在局部聚集, 在铸造合金时要尽量提高铸造速度。
第三, 在熔炼工艺允许的范围内尽可能的提升熔炼温度, 延长熔炼时间, 最大程度的保障所有添加物质均可以完全熔化。
第四, 漏斗是使用前要充分预热, 并且要求表面光滑且导热性良好, 避免产生化合物。
第五, 在铸造之前对熔体进行充分的过滤, 以除去熔体中的杂质。
结语
通过使用高倍电子显微镜、扫描电镜、能谱分析等手段对所取的探伤不合格的7075铝合金棒材样品进行分析, 结果表明产生质量缺陷的原因是由于棒材内部存在Al-Cr金属化合物的聚集, 并形成粗大化合物造成的局部质量不良。可通过控制好元素添加量、提高熔体均匀度、提升熔炼温度和熔炼时间、预热漏斗及过滤等最大程度的控制缺陷的产生, 有利于提高7075铝合金棒材的质量。
摘要：在7075铝合金棒材中如果存在缺陷会导致很严重的质量问题, 因此必须在出厂前对其进行探伤检验, 并分析不合格原因, 以便制定预防措施。本文通过化学成分分析、扫描电镜、能谱分析等手段对7075铝合金棒材探伤不合格的原因进行分析, 结果表明内部粗大Al—Cr金属化合物聚集导致金属连续性被破坏是导致探伤不合格的主要原因, 提出相应预防措施。
关键词：7075铝合金棒材,探伤,缺陷,措施
参考文献
[1]蔡月华, 项胜前, 周春荣.提高铝合金熔炼效率的研究[J].热加工工艺, 2011.
合金钢棒材 篇6
1 实验材料和方法
实验用宝钛集团真空自耗电弧炉经两次熔炼的铸锭, 其主要化学成份为:Al3, Mo5, V5, Cr8, 相转变温度约为750℃。该铸锭的锻造过程在3150t水压机、2500t快锻机以及SXP-13精锻机等主要生产设备上进行, 在β区加热锻造经90%以上的变形量, 反复变形锻至Φ30mm棒材。用此棒材做以下热处理实验后对棒材进行室温拉伸性能及显微组织研究。
查有关资料[1,2]及结合产品的性能要求, 本文中选用的热处理制度如下:
固溶制度为:合金820℃/保30'WC;时效制度分别为:480℃/保16h.AC;480℃/保18h.AC;490℃/保16h.AC;490℃/保18h.AC。
棒材的原始组织照片如下:
2 实验结果与分析
2.1 室温拉伸性能实验结果
TB2棒材 (Φ30) 的室温拉伸性能统计表
2.2 显微组织图 (如图2所示)
图A) 热处理制度:820℃/保30'WC+480℃/保16h.AC;图B) 热处理制度:820℃/保30'WC+480℃/保18h.AC;图C) 热处理制度:820℃/保30'WC+490℃/保16h.AC;图D) 热处理制度:820℃/保30'WC+490℃/保18h.AC。
2.3 结果分析
从力学性能统计情况来看, 本文选用的上述热处理制度由于时效制度的细微差别反映在力学性能上总体差异不大, 抗拉强度分布在1250~1370MPa之间, δ5在10~11.5%之间。从数据情况来看, 820℃/保30'WC+490℃/保18h.AC制度下的强度及塑性均较好。
从显微组织图2的图A) 、B) 、C) 、D) 来看, β晶粒均较粗大, 且晶界较明显, 晶粒内分布着不同程度的第二相粒子析出, A) 中析出相最少, 且不均匀, 随着时效温度的升高与时效保温时间的增加, 第二相粒子析出的数量有所增加, 而且更均匀, D) 中的析出相最均匀, 因此其强化效果最好, 因为β合金通过固溶时效后析出相来达到弥散强化的效果, 析出相越多越均匀, 强度则越高。这也很好的解释了820℃/保30'WC+490℃/保18h.AC的强度达到最高的原因。
另外, 这四种热处理的性能趋势来看, 强度及塑性均升高, 说明了在此时效制度下均尚未发生过时效现象。
3 结论
3.1 本文选用的四种热处理制度下820℃/保30'WC+490℃/保18h.AC制度下的强度-塑性匹配较好。
3.2 820℃/保30'WC+480℃/保16h.AC、820℃/保30'WC+480℃/保18h.AC、820℃/保30'WC+490℃/保16h.AC、820℃/保30'WC+490℃保此四种热处理制度均尚未发生过时效现象
摘要：本文研究了不同固溶时效制度对TB2高强度钛合金棒材的性能与组织的影响。研究表明, 在所选的热处理工艺中, 820℃/30'WC+490℃/保18h.AC制度下的强度-塑性匹配较好。
关键词：高强度,固溶时效,显微组织,力学性能
参考文献
[1]李青云等.稀有金属加工手册[M]北京:冶金工业出版社, 1985年.