1.本发明属于钛合金材料加工成形领域，具体涉及一种提高钛合金紧固件棒坯热力学性能的加工方法。
背景技术：2.钛合金(titanium alloy)是以钛为基加入其他合金元素组成的合金。钛合金具有密度低、比强度高、抗腐蚀性能好、耐热性高、工艺性能好等优点。目前钛合金是应用最广泛的钛金属材料，在航空材料、石油开采、食品体育、医疗领域等都有广泛的应用。
3.钛合金紧固件以高剪切强度、耐腐蚀和耐疲劳性能在未来航空航天领域应用十分广泛，对钛合金棒材的需求量巨大。我国制备钛合金紧固件棒坯的常规方法是锻造和轧制工艺。这两种方法的优点是工艺成熟、操作简单，而缺点是制备流程长、材料利用率低，而且棒材心部到表层的微观组织和力学性能分布不均匀，存在明显的各向异性，无法满足航空航天的要求。因此，目前我国钛合金紧固件棒坯主要依赖进口。此现状已成为制约我国国产紧固件高质量发展的一大瓶颈，如何破解这一技术难题，对国内研究机构和制造企业提出了严峻挑战。
4.目前已有相关单位提出新型工艺，制备均质高强的钛合金紧固件棒坯。比如，一种采用自由锻和脉冲电流辅助挤压相结合提高钛合金棒材组织均匀性的成形方法(cn113493886b，对比专利1)、一种采用挤压开坯与脉冲电流热处理相结合制备钛合金棒坯的工艺(cn113416906b，对比专利2)。但是，这两种新型工艺目前尚不成熟，对设备要求高，且对棒材加工尺寸规格范围有局限，距产业化和实用性仍然有很大的差距。而本技术的技术方案旨在传统工艺之上，结合差温挤压技术，一方面缩短流程、提高生产效率；另一方面，可通过控制坯料内外温差，以提高棒坯的微观组织均匀性和抗剪切强度。
技术实现要素：5.本发明的目的是针对现有技术的不足，提供一种提高钛合金紧固件棒坯微观组织均匀性进而提高力学性能的热加工方法，将镦拔变形、均温挤压、差温挤压和热处理工艺相结合，制备钛合金紧固件棒坯，以提高棒材心部到表层微观组织分布的均匀性和力学性能。与传统锻造或轧制工艺相比，本发明提出的方法具有火次少、材料利用率高，而且棒材微观组织均匀、综合力学性能优良的优点。
6.为实现上述目的，本文提供了一种提高钛合金紧固件棒坯力学性能的热加工方法，该方法包括s1熔炼、s2第一次镦拔、s3第二次镦拔、s4第一次均温挤压、s5差温挤压、s6第二次均温挤压、s7固溶热处理、s8时效热处理。
7.本发明采用的技术方案具体包括下列步骤：
8.s1.熔炼，通过真空自耗电弧炉熔炼获得钛合金铸锭；
9.s2.第一次镦拔，将上述铸锭随炉加热至t1，保温时间h1，随后进行两道次镦拔变形，结束后空冷至t2后返炉；
10.优选地，s2中，两道次镦拔变形具体为，第一道次镦拔变形：镦粗压下量为原铸锭高度的60％，镦粗压下速率控制在20mm/s以内，防止铸锭表层开裂，镦粗结束后铸锭翻转90
°
拔长至原铸锭高度，确保满砧进给；第二道次镦拔变形：每次镦粗压下量为铸锭高度的50％，镦粗压下速率控制在10mm/s以内，防止铸锭表层开裂，镦粗结束后铸锭翻转90
°
拔长至原铸锭高度，确保满砧进给；每道次镦拔前火焰加热上下模具300～350℃，铸锭出炉转运至压机的时间小于50秒。
11.s3.第二次镦拔，将s2步所得物料随炉加热至t3保温h2小时，进行去应力和均质化退火处理，保温结束后继续随炉加热至t4，保温h3，保温结束后进行两道次镦拔变形，镦拔结束后将棒料水冷至室温；
12.进一步优选，步骤s3中，两道次镦拔变形具体为，第一道次镦拔变形：镦粗压下量为原铸锭高度的60％，镦粗压下速率控制在20mm/s以内，防止铸锭表层开裂，镦粗结束后铸锭翻转90
°
拔长至原铸锭高度1.5倍，确保满砧进给；第二道次镦拔变形：每次镦粗压下量为铸锭高度的50％，镦粗压下速率控制在10mm/s以内，防止铸锭表层开裂，镦粗结束后铸锭翻转90
°
拔长至原铸锭高度1.5倍，确保满砧进给；每次镦拔前火焰加热上下模具300～350℃，铸锭出炉转运至压机的时间小于50s；
13.s4.第一次均温挤压，将上述步骤s3得到的锻棒随炉加热至t5保温h4进行去应力和均质化退火，继续随炉加热至t6，保温h5，保温结束后进行第一次均温挤压，挤压结束后，将棒料水冷至室温；
14.进一步优选，步骤s4中，挤压比控制在2.5～3之间，挤压模具温度预热至300～350℃，铸锭出炉到挤压设备转运时间控制在50s之内，挤压速度控制在40～50mm/s，为降低摩擦，铸锭外表面和挤压筒内壁都均匀涂抹玻璃润滑剂。
15.s5.差温挤压，将上述步骤s4获得的锻棒随炉加热至t7保温h6后进行去应力和均质化退火，结合有限元模拟分析，继续随炉加热至t8，保温时间h7，能确保棒料心部温度低于表层20～30℃；进行挤压，挤压结束后，将棒料水冷至室温；
16.进一步优选，s5差温挤压，进一步破碎细化铸态组织、消除铸态缺陷，挤压结束后立即水冷，以获得细小网篮组织。挤压比控制在2.0～2.5之间，挤压模具温度预热至300～350℃，铸锭出炉到挤压设备转运时间控制在50s之内，挤压速度控制在40～50mm/s，为降低摩擦，铸锭外表面和挤压筒内壁都均匀涂抹玻璃润滑剂。
17.s6.第二次均温挤压，将步骤s5得到物料随炉加热至t9保温h8小时进行去应力和均质化退火，继续随炉加热至t10，保温h9；挤压比控制在4～5之间，挤压结束后，将棒料水冷至室温，获得过冷β相和转变马氏体α相；
18.s7.固溶热处理，将s6步获得物料随炉加热至t11后，保温h10后进行水冷；
19.s8.时效热处理，将s7步获得物料随炉加热至t12，保温h11后进行空冷，获得等轴初生α相与细小弥散次生α相，从而提高材料的综合力学性能。
20.其中，t1∈[1050℃，1150℃]，t2∈[300℃，350℃]，t3∈[550℃，600℃]，t4∈[1050℃，1150℃]，t5∈[550℃，600℃]，t6∈[t
β
+50℃，t
β
+100℃]，t7∈[550℃，600℃]，t8∈[t
β-60℃，t
β-30℃]，t9∈[550℃，600℃]，t10∈[t
β-60℃，t
β-30℃]，t11∈[t
β-60℃，t
β-30℃]，t12∈[550℃，600℃]；其中t
β
为钛合金相变温度；
[0021]
其中，保温时间，h1＝(0.6～0.8)d分钟，h2∈[4h，6h]，h3＝(0.6～0.8)d分钟，h4
(对比专利2，cn113416906b)的工艺相比，本发明提出的方法，具有以下优点：
[0033]
(1)本发明方法制备钛合金棒材剪切强度值要高于按发明专利2所述方法制备棒材的剪切强度值。主要原因是发明专利2中通过电流进行后续热处理，在材料内部微观缺陷区域电阻较高，因而这些区域焦耳热导致温升显著，从而促使这些区域提前融化，进而发展成为微小裂纹源，因而加速材料断裂的发生，所以抗剪切断裂性能值相对较低；
[0034]
(2)本发明采用自由锻开坯，因此制备棒材的规格范围更大(≦300mm)，而采用挤压开坯受到压机吨位所限，其制备棒材规格范围较小，仅适20～50mm范围内棒坯的制备；
[0035]
(3)本发明不需要另外购置大功率脉冲电流电源，额外增加制造成本，本发明具有市场推广价值；对比文件2通过脉冲电流进行后续热处理，对电流值精度控制要求较高，否则容易出现热处理温度过高或过低现象。
附图说明
[0036]
为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍。
[0037]
图1：本发明的钛合金棒材制备工艺流程图；
[0038]
图2：本发明制备流程与传统锻造/轧制流程对比图；
[0039]
图3：钛合金棒材金相结构图取样部位示意图；
[0040]
图4：实施案例1棒材不同取样位置金相组织图与传统锻造、轧制制备对比图；
[0041]
图5：实施案例2棒材不同取样位置金相组织图与传统锻造、轧制制备对比图；
[0042]
图6：钛合金棒材测试剪切强度取样部位示意图。
具体实施方式
[0043]
以下结合实施例，对本发明的具体实施方式进行更加详细的说明，以便更好地阐述本方面的方案及其各方面的优点。应当指出，以下描述的具体实施方式和实施例的目的仅说明，并不是对本发明的限制。下述实施例中所涉及的仪器、试剂、材料等，若无特别说明，均为现有技术中已有的常规仪器、试剂、材料等，可通过正规商业途径获得，下述实施例中所涉及的实验方法，检测方法等，若无特别说明，均为现有技术中已有的常规实验方法，检测方法等。本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
[0044]
如图1所示流程图，本发明的加工工艺依照下列过程。
[0045]
1.钛合金铸锭熔炼
[0046]
本发明涉及的钛合金铸锭均需经过真空自耗电弧炉三次熔炼得到。熔炼结束后铸锭在水冷铜坩埚中进行冷却。铸锭的冷却过程需要严格控制冷却水温度，冷却时间。冷却水进水温度控制在25～28℃，冷却水出水温度控制在28～31℃之间，冷却水水流速度大小通过控制出水温度与进水温度差值小于3℃进行控制。当铸锭冷却结束时，需要迅速将铸锭从水冷铜坩埚中取出，并采用石棉进行包裹或放入温度≤400℃电炉中随炉冷却至室温。
[0047]
2.第一次镦拔变形
[0048]
将钛合金铸锭随炉从室温加热至t1，保温h1时间；第一道次镦拔变形：镦粗压下量为原铸锭高度的60％，镦粗压下速率控制在20mm/s以内，防止铸锭表层开裂，镦粗结束后铸
锭翻转90
°
拔长至原铸锭高度，确保满砧进给；第二道次镦拔变形：每次镦粗压下量为铸锭高度的50％，镦粗压下速率控制在10mm/s以内，防止铸锭表层开裂，镦粗结束后铸锭翻转90
°
拔长至原铸锭高度，确保满砧进给；每次镦拔前火焰加热上下模具300～350℃，铸锭出炉转运至压机的时间控制在50s以内；两次镦拔结束后将棒料空冷至t2后返炉。
[0049]
3.第二次镦拔变形
[0050]
将上述锻棒随炉加热至t3保温h2小时，进行去应力和均质化退火处理，保温结束后继续随炉加热至t4，保温h3，保温结束后进行两镦两拔变形。第一道次镦拔变形：镦粗压下量为原铸锭高度的60％，镦粗压下速率控制在20mm/s以内，防止铸锭表层开裂，镦粗结束后铸锭翻转90
°
拔长至原铸锭高度1.5倍，确保满砧进给；第二道次镦拔变形：每次镦粗压下量为铸锭高度的50％，镦粗压下速率控制在10mm/s以内，防止铸锭表层开裂，镦粗结束后铸锭翻转90
°
拔长至原铸锭高度1.5倍，确保满砧进给；每次镦拔前火焰加热上下模具300～350℃，铸锭出炉转运至压机的时间控制在50s以内；两次镦拔结束后将棒料水冷至室温。
[0051]
4.第一次均温挤压
[0052]
将上述水冷后锻棒随炉加热至t5保温h4进行去应力和均质化退火，继续随炉加热至t6，保温h5。挤压比控制在2.5～3之间，挤压模具温度预热至300～350℃，铸锭出炉到挤压设备转运时间控制在50s之内，挤压速度控制在40～50mm/s，为降低摩擦，铸锭外表面和挤压筒内壁都均匀涂抹玻璃润滑剂，挤压结束后，将棒料水冷至室温。
[0053]
5.第一次差温挤压
[0054]
将上述挤压后锻棒随炉加热至t7保温h6小时进行去应力和均质化退火，经过有限元模拟分析验证，继续随炉加热至t8，保温h7小时，可确保棒料心部温度低于表层20～30℃；进行挤压，进一步破碎细化铸态组织、消除铸态缺陷，挤压结束后立即水冷，以获得细小网篮组织。挤压比控制在2.0～2.5之间，挤压模具温度预热至300～350℃，铸锭出炉到挤压设备转运时间控制在50s之内，挤压速度控制在40～50mm/s，为降低摩擦，铸锭外表面和挤压筒内壁都均匀涂抹玻璃润滑剂，挤压结束后，将棒料水冷至室温。
[0055]
6.第二次均温挤压
[0056]
将上述挤压后锻棒随炉加热至t9保温h8小时进行去应力和均质化退火，继续随炉加热至t10，保温h9小时。挤压比控制在1.5～2.0之间，挤压模具温度预热至300～350℃，铸锭出炉到挤压设备转运时间控制在50s之内，挤压速度控制在40～50mm/s，为降低摩擦，铸锭外表面和挤压筒内壁都均匀涂抹玻璃润滑剂，挤压结束后，将棒料水冷至室温。
[0057]
7.第一次固溶处理
[0058]
将上述挤压后棒料随炉加热至t11后，继续保温t10；随后进行水冷，获得过冷β相和转变马氏体α相。
[0059]
8.第一次时效处理
[0060]
将上述物料随炉加热至t12范围，继续保温h11小时后空冷。
[0061]
具体实施例：
[0062]
实施例1：ti6554棒材制备
[0063]
ti6554钛合金的化学成分为(％，质量百分数)：铬5.7，钼4.7，钒4.8，铝3.9，铁0.08，硅0.028，碳0.025，其余钛。ti6554的相转变温度t
β
＝820℃，属于高强韧近β钛合金，合金元素含量较高。经过三次真空自耗电弧炉熔炼、去除水冒口和粗加工，获得50kg圆柱型
铸锭(直径300mm
×
高度150mm)，具体熔炼参数见表1。将上述ti6554圆柱型铸锭经过s2,s3步骤的镦拔变形，得到高度225mm的圆柱型棒料；经过s4步骤挤压得到直径140mm的圆柱型棒料；经过s5步骤得到直径90mm的圆柱型棒料；最后，经过s6步骤得到直径40mm的圆柱型棒料；经过s7、s8所述的固溶与时效处理，最终得到本发明所制备的ti6554钛合金棒坯。其中，s2～s8所述涉及到的温度和时间参数如表2所示。
[0064]
表1钛合金铸锭熔炼工艺参数
[0065]
工艺参数一次熔炼二次熔炼三次熔炼熔前真空/pa≤1.33
×
10-2
≤1.33
×
10-2
≤1.33
×
10-2
起弧电流/ka12.42.8稳弧电流/a1.51.51.5熔炼电流/ka1.0～1.22.0～2.73.0～3.5熔炼电压/v20～2522～2822～28熔炼真空/pa≤6.67
×
10-1
≤6.67
×
10-1
≤6.67
×
10-1
进水温度/℃≤25≤25≤25出水温度/℃≤30≤30≤30冷却时间/min≥20≥50≥90
[0066]
表2ti6554钛合金棒材制备工艺参数
[0067][0068]
按照上述工艺参数制得的钛合金棒材依照附图3所示的取样部位，分别在图中位置1、2、3处取样，做金相组织图。附图3的取样位置中，位置1为心部取样；位置2为1/2半径处取样；位置3为边部取样。
[0069]
附图4为实施案例1制备的钛合金棒材在不同取样位置(附图3所示)的金相组织图与传统锻造、轧制方法制备的钛棒金相组织图的对比。其中，按照字母顺序，(a)～(c)为本发明专利方法制备棒材不同位置金相图，(d)～(f)自由锻制备棒材不同位置金相图，(g)～(i)轧制制备棒材不同位置金相图；附图4中，(a)、(d)、(g)为位置1金相，(b)、(e)、(h)为位置2金相、(c)、(f)、(i)为位置3金相。很明显看出本技术的金相组织图显示内部结构更均匀，紧密。
[0070]
按照附图6的取样位置，其中位置1：边部取样，位置2：心部取样，位置3：1/2半径处取样。分别在对应的位置对本发明工艺方法制备的ti6554棒材和对比专利1cn113493886b工艺制备的ti6554棒材进行取样，检测剪切强度值，所得数据如表3。
[0071]
表3本发明制备ti6554钛合金棒材剪切强度与专利1cn113493886b制备性能对比
[0072][0073]
实施例2：ti55531棒材制备
[0074]
ti55531钛合金的化学成分为(％，质量百分数)：铝5.3，钼5.2，钒5.2，铬2.65，锆1.02，其余钛。ti55531的相转变温度t
β
＝845℃，属于高强韧近beta钛合金，合金元素含量较高，所以采取真空自耗电弧炉3次熔炼获得50kg铸锭(直径300mm
×
150mm)，熔炼参数同表1所示。将上述ti6554圆柱型铸锭经过s2,s3步骤的镦拔变形，得到高度225mm的圆柱型棒料；经过s4步骤挤压得到直径140mm的圆柱型棒料；经过s5步骤得到直径90mm的圆柱型棒料；最后，经过s6步骤得到直径40mm的圆柱型棒料；经过s7、s8所述的固溶与时效处理，最终得到本发明所制备的ti55531钛合金棒坯。其中，s2～s8所述涉及到的温度和时间参数如表4所示。
[0075]
表4ti55531钛合金棒材制备工艺参数
[0076][0077]
制得的钛合金棒材依照附图3所示的取样部位，分别在图中位置1、2、3处取样，做金相组织图。附图5为实施案例2制备的钛合金棒材在不同取样位置的金相组织图与传统锻造、轧制方法制备的钛棒的对比。其中，按字母顺序，(a)～(c)为本发明专利方法制备棒材不同位置金相图，(d)～(f)自由锻制备棒材不同位置金相图，(g)～(i)轧制制备棒材不同位置金相图；附图4中，(a)、(d)、(g)为位置1金相，(b)、(e)、(h)为位置2金相、(c)、(f)、(i)为位置3金相。很明显看出本技术的金相组织图显示内部结构更均匀，紧密。
[0078]
按照附图6的取样位置，其中位置1：边部取样，位置2：心部取样，位置3：1/2半径处取样。分别依照附图6对应的位置对本发明工艺方法制备的ti55531钛合金棒材和对比专利2cn113416906b工艺制备的ti55531钛合金棒材进行取样，检测剪切强度值，所得数据如表5。
[0079]
表5本发明制备ti55531钛合金棒材剪切强度与专利2(cn113416906b)制备性能对比
[0080][0081]
对上述实施例1、2中制备的钛合金棒材的微观结构。其中，微观结构检测采用常规金相制备与腐蚀技术，ti6554腐蚀液采用：氢氟酸、硝酸与水的混合液，体积配比为1：2：5；ti55531腐蚀液采用：盐酸、硝酸与水的混合泳，体积配比为1：1：16。微观组织在光学显微镜下观察，采用image-pro软件对初生alpha晶粒晶粒尺寸及体积分数(即面积分数)进行统计。并且与常规的锻造和轧制工艺所得微观组织进行对比，如图4、5所示。可以看出，本发明提出的方法制备钛合金棒材的微观组织和力学性能要优于常规的制备方法，主要表现在初生alpha晶粒进一步细化、且分布均匀。
[0082]
以上内容是结合具体的优选实施方式对本发明所作的进一步详细说明,不能认定本发明的具体实施只局限于这些说明。对于本发明所属技术领域的普通技术人员来说,在不脱离本发明构思的前提下,还可以做出若干简单推演或替换,都应当视为属于本发明的构思。
技术特征：1.一种提高钛合金紧固件棒坯力学性能的热加工方法，其特征在于，热加工步骤包括s1熔炼、s2第一次镦拔、s3第二次镦拔、s4第一次均温挤压、s5差温挤压、s6第二次均温挤压、s7固溶热处理、s8时效热处理。2.根据权利要求1所述的一种提高钛合金紧固件棒坯力学性能的热加工方法，其特征在于具体包括以下步骤：s1，熔炼，通过真空自耗电弧炉熔炼获得钛合金铸锭；s2，第一次镦拔变形，将上述铸锭随炉加热至t1温度，保温时间h1，随后进行两道次镦拔变形，结束后空冷至t2温度后返炉；s3.第二次镦拔变形，将步骤s2得到物料随炉加热至t3温度保温h2时间，进行去应力和均质化退火处理，保温结束后继续随炉加热至t4，保温时间为h3，保温结束后进行两道次镦拔变形，镦拔结束后将棒料水冷至室温；s4.第一次均温挤压，将步骤s3的锻棒随炉加热至t5保温h4小时进行去应力和均质化退火，继续随炉加热至t6，保温h5时间，保温结束后进行第一次均温挤压，挤压结束后，水冷至室温；s5差温挤压，将步骤s4得到的物料随炉加热至t7保温h6进行去应力和均质化退火，继续随炉加热至t8，保温时间h7，确保棒料心部温度低于表层20～30℃；进行挤压，挤压结束后，将棒料水冷至室温；s6，第二次均温挤压，将步骤s5得到的物料随炉加热至t9保温h8后进行去应力和均质化退火，继续随炉加热至t10，保温时间h9，挤压结束后，将棒料水冷至室温；s7，固溶热处理，将步骤s6得到的物料随炉加热至t11后，保温h10后进行水冷，获得过冷β相；s8，时效热处理，将s7得到物料随炉加热至t12后，均温后继续保温h11后进行空冷；其中，所述t1∈[1050℃，1150℃]，t2∈[300℃，350℃]，t3∈[550℃，600℃]，t4∈[1050℃，1150℃]，t5∈[550℃，600℃]，t6∈[t
β
+50℃，t
β
+100℃]，t7∈[550℃，600℃]，t8∈[t
β-60℃，t
β-30℃]，t9∈[550℃，600℃]，t10∈[t
β-60℃，t
β-30℃]，t11∈[t
β-60℃，t
β-30℃]，t12∈[550℃，600℃]；其中t
β
为钛合金相变温度；其中，所述保温时间，h1＝(0.6～0.8)d分钟，h2∈[4h，6h]，h3＝(0.6～0.8)d分钟，h4∈[4h，6h]，h5＝(0.6～0.8)d分钟，h6∈[4h，6h]，h7＝(0.6～0.8)d分钟，h8∈[4h，6h]，h9＝(0.6～0.8)d分钟，h8∈[4h，6h]，h9＝(0.6～0.8)d分钟，h10＝(0.6～0.8)d分钟，h11∈[6h，10h]，所述d为钛合金棒坯直径毫米数。3.根据权利要求2所述的一种提高钛合金紧固件棒坯力学性能的热加工方法，其特征在于，所述步骤s2中的两道次镦拔变形，其中，第一道次镦拔变形：镦粗压下量为原铸锭高度的60％，镦粗压下速率小于20mm/s，镦粗结束后铸锭翻转90
°
拔长至原铸锭高度，确保满砧进给；第二道次镦拔变形：镦粗压下量为铸锭高度的50％，镦粗压下速率小于10mm/s，镦粗结束后铸锭翻转90
°
拔长至原铸锭高度，确保满砧进给；每道次镦拔前火焰加热上下模具300～350℃，铸锭出炉转运至压机的时间小于50s。4.根据权利要求2所述的一种提高钛合金紧固件棒坯力学性能的热加工方法，其特征在于，步骤s3所述的两道次镦拔变形，其中，第一道次镦拔变形：镦粗压下量为原铸锭高度的60％，镦粗压下速率小于20mm/s，镦粗结束后铸锭翻转90
°
拔长至原铸锭高度1.5倍，确保
满砧进给；第二道次镦拔变形：镦粗压下量为铸锭高度的50％，镦粗压下速率小于10mm/s，镦粗结束后铸锭翻转90
°
拔长至原铸锭高度1.5倍，确保满砧进给；每道次镦拔前火焰加热上下模具300～350℃，铸锭出炉转运至压机的时间小于50s。5.根据权利要求2所述的一种提高钛合金紧固件棒坯力学性能的热加工方法，其特征在于，所述骤s4中，挤压比控制在2.5～3之间，挤压模具温度预热至300～350℃，铸锭出炉到挤压设备转运时间小于50s，挤压速度控制在40～50mm/s，为降低摩擦，铸锭外表面和挤压筒内壁都均匀涂抹玻璃润滑剂。6.根据权利要求2所述的一种提高钛合金紧固件棒坯力学性能的热加工方法，其特征在于，所述步骤s5中，挤压比控制在2.0～2.5之间，挤压模具温度预热至300～350℃，铸锭出炉到挤压设备转运时间小于50s，挤压速度控制在40～50mm/s，挤压结束后立即水冷，优选地，为降低摩擦，铸锭外表面和挤压筒内壁都均匀涂抹玻璃润滑剂。
技术总结本发明提供了一种提高钛合金紧固件棒坯力学性能的热加工方法，经过熔炼、镦拔、均温挤压、差温挤压、均温挤压、热处理相结合的工艺方法，加工钛合金材料。该加工方法可以提高棒材心部到表层微观组织分布的均匀性和力学性能，满足钛合金紧固件的力学要求。并且本发明的方法火次少、材料利用率高，对钛合金紧固件棒坯加工具有广泛的实用价值。加工具有广泛的实用价值。加工具有广泛的实用价值。
技术研发人员：武川 徐广胜 刘斌 周宇杰
受保护的技术使用者：陕西工业职业技术学院
技术研发日：2022.05.31
技术公布日：2022/11/1
