本发明公开一种GH6783合金棒材的优化锻造工艺，通过改进加热工艺，采用阶梯控温，分级锻造的方式，可以达到提高合金塑性，使锻态β相分布均匀的目的。本发明技术方案如下：GH6783合金棒材的锻造工艺流程为锭坯加热→首火次锻造→中间火次锻造→末火次锻造→棒材精整→
棒材性能检验→棒材精整→棒材性能检验；通过锭坯加热过程中在820℃～880℃之间的过时效处理，提高GH6783合金钢锭塑性，通过阶梯控温锻造的方式促进锻态β相的细化和均匀分布。
本发明的优点在于：第一、通过820℃～880℃的过时效处理，大幅度提高合金塑性，降低了后续加工难度；第二、通过阶梯控温锻造，促进β相的不断回溶析出，进一步使β相均匀细小分布。
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一种GH6783合金棒材的优化锻造工艺，其特征在于：所述锻造工艺的流程为：锭坯加热→首火次锻造→中间火次锻造→末火次锻造→棒材精整→棒材性能检验；所述锭坯加热：装炉600℃保温1h，8h～10h内升温至820℃～880℃之间任一固定温度，保温10h，3h～4h内升温至1090℃～
1100℃，保温2h；所述首火次锻造，钢锭开坯锻造温度1090℃～1110℃，变形量30％～40％；所述中间火次锻造，棒坯开坯加热温度1030℃～1080℃，累计变形量100％～160％；所述末火次锻造，棒材末火锻造温度990℃～1020℃，变形量大于30％。
2.根据权利要求1所述一种GH6783合金棒材的优化锻造工艺，其特征在于：所述钢锭尺寸为Φ406mm，实际加热温度1110℃，保温2h后生产；首火次锻造：第一火，加热温度1110℃，锻造单锤压下量50mm，锻造到300mm方，回炉，变形量30.5％；中间火次锻造：第二火，加热温度
1080℃，锻造单锤压下量40mm，锻造到Φ280mm，回炉，变形量31.6％；第三火，加热温度1060℃，镦粗，镦粗变形量30％；第四火，加热温度1050℃，拔长，单锤压下量40mm，锻造到Φ270mm，变形量29％；第五火，加热温度1050℃，镦粗，镦粗变形量35％；第六火，加热温
度1040℃，拔长，单锤压下量40mm，锻造到230mm方，变形量34％；末火次锻造：第七火，加热温度1020℃，拔长，单锤压下量40mm，从230mm方锻造到Φ200mm棒材，变形量40.5％。
3.根据权利要求1所述一种GH6783合金棒材的优化锻造工艺，其特征在于：所述钢锭尺寸为Φ406mm，实际加热温度1090℃，保温2h后生产；首火次锻造：第一火，加热温度1090℃，锻造单锤压下量50mm，锻造到300mm方，回炉，变形量30.5％。
中间火次锻造：第二火，加热温度1060℃，锻造单锤压下量40mm，锻造到Φ280mm，回炉，变形量31.6％。第三火，加热温度1050℃，镦粗，镦粗变形量30％。第四火，加热温度1050℃，拔长，单锤压下量40mm，锻造到220mm方，变形量38.5％。末火次锻造：第五火，加热温度
1000℃，拔长，单锤压下量40mm，从220mm方锻造到Φ200mm棒材，变形量35.1％。
4.根据权利要求1所述一种GH6783合金棒材的优化锻造工艺，其特征在于：所述钢锭尺寸为Φ406mm，实际加热温度1100℃，保温2h后生产；首火次锻造：第一火，加热温度1100℃，锻造单锤压下量50mm，锻造到Φ315mm，回炉，变形量39.8％；中间火次锻造：第二火，加热温度
1080℃，镦粗，镦粗变形量30％。第三火，加热温度1040℃，拔长，单锤压下量40mm，锻造到Φ280mm，变形量40％；第四火，加热温度1040℃，镦粗，镦粗变形量35％；第五火，加热温度1030℃，拔长，单锤压下量40mm，锻造到Φ270mm，变形量30％；末火次锻造：第六火，
加热温度990℃，拔长，单锤压下量40mm，从Φ270mm锻造到Φ200mm棒材，变形量45.1％。
[0001]本发明属于金属锻造工艺，具体涉及适用于GH6783合金棒材生产的一种锻造工艺。
[0002]GH6783合金是以铌、铝、钛为主要强化元素的铁钴镍基抗氧化型低膨胀合金，是应用最广泛的铁磁性材料，该合金的典型特征是铝含量高，为5.0％～6.0％,通过形成γ′相和β相在奥氏体基体中进行强化。
由于现有锻造工艺特点是全程采用1100℃±10℃加热温度，导致该合金在生产中存在两个问题，第一是锻造塑性差，存在锻造裂纹；第二是锻造后β相分布不均匀(见图1)。
[0003]本发明公开一种GH6783合金棒材的优化锻造工艺，通过改进加热工艺，采用阶梯控温，分级锻造的方式，可以达到提高合金塑性，使锻态β相分布均匀的目的。[0004]本发明技术方案如下：
[0005]→→1.GH6783合金棒材的锻造工艺流程为：锭坯加热首火次锻造中间火次锻造→末火次锻造→棒材精整→棒材性能检验。
[0006]2.具体操作如下：
[0007]锭坯加热：装炉600℃保温1h，8h～10h内升温至820℃～880℃之间任一固定温度，保温10h，3h～4h内升温至1090℃～1100℃，保温2h；
[0008]首火次锻造：钢锭开坯锻造温度1090℃～1110℃，变形量30％～40％；[0009]中间火次锻造：棒坯开坯加热温度1030℃～1080℃，累计变形量100％～160％；
[0010]末火次锻造：棒材末火锻造温度990℃～1020℃，变形量大于30％；
[0011]棒材检验：检验棒材纵向β相的分布情况。
[0012]对本发明创新点的说明：
[0013]通过加热过程中在820℃～880℃之间的过时效处理，提高GH6783合金钢锭塑性，通过中间火次阶梯控温锻造的方式促进锻态β相的细化和均匀分布。
[0014]本发明的优点在于：第一、通过820℃～880℃的过时效处理，大幅度提高合金塑性，降低了后续加工难度；第二、通过阶梯控温锻造，促进β相的不断回溶析出，进一步使β相均匀细小分布。附图说明
[0015]图1为现行锻造工艺生产的GH6783合金锻材金相组织图片；
[0016]图2为实施方案1生产的GH783合金棒材金相组织图片；
[0017]图3为实施方案2生产的GH783合金棒材金相组织图片；
[0018]图4为实施方案3生产的GH783合金棒材金相组织图片。
[0019]下面通过实施例详述本发明。
[0020]实施例1
[0021]GH6783合金棒材，规格Φ200mm。
[0022]采用双真空工艺生产的钢锭，尺寸为Φ406mm，实际加热温度1110℃，保温2h后生产。
[0023]首火次锻造：第一火，加热温度1110℃，锻造单锤压下量50mm，锻造到300mm方，回炉，变形量30.5％。
[0024]中间火次锻造：第二火，加热温度1080℃，锻造单锤压下量40mm，锻造到Φ280mm，回炉，变形量31.6％。
[0025]第三火，加热温度1060℃，镦粗，镦粗变形量30％。
[0026]第四火，加热温度1050℃，拔长，单锤压下量40mm，锻造到Φ270mm，变形量29％。
[0027]第五火，加热温度1050℃，镦粗，镦粗变形量35％。
[0028]第六火，加热温度1040℃，拔长，单锤压下量40mm，锻造到230mm方，变形量34％。
[0029]末火次锻造：第七火，加热温度1020℃，拔长，单锤压下量40mm，从230mm方锻造到Φ200mm棒材，变形量40.5％。
[0030]棒材检验：GH783合金棒材表面良好，GH783合金棒材高倍组织β相组织细小弥散、分布均匀(如图2所示)。
[0031]实施例2
[0032]GH6783合金棒材，规格Φ200mm。
[0033]采用双真空工艺生产的钢锭，尺寸为Φ406mm，实际加热温度1090℃，保温2h后生产。
[0034]首火次锻造：第一火，加热温度1090℃，锻造单锤压下量50mm，锻造到300mm方，回炉，变形量30.5％。
[0035]中间火次锻造：第二火，加热温度1060℃，锻造单锤压下量40mm，锻造到Φ280mm，回炉，变形量31.6％。
[0036]第三火，加热温度1050℃，镦粗，镦粗变形量30％。
[0037]第四火，加热温度1050℃，拔长，单锤压下量40mm，锻造到220mm方，变形量38.5％。
[0038]末火次锻造：第五火，加热温度1000℃，拔长，单锤压下量40mm，从220mm方锻造到Φ200mm棒材，变形量35.1％。
[0039]棒材检验：GH783合金棒材表面良好，GH783合金棒材高倍组织β相组织细小弥散、分布均匀(如图3所示)。
[0040]实施例3
[0041]GH6783合金棒材，规格Φ200mm。
[0042]采用双真空工艺生产的钢锭，尺寸为Φ406mm，实际加热温度1100℃，保温2h后生产。
[0043]首火次锻造：第一火，加热温度1100℃，锻造单锤压下量50mm，锻造到Φ315mm，回炉，变形量39.8％。
[0044]中间火次锻造：第二火，加热温度1080℃，镦粗，镦粗变形量30％。
[0045]第三火，加热温度1040℃，拔长，单锤压下量40mm，锻造到Φ280mm，变形量40％。
[0046]第四火，加热温度1040℃，镦粗，镦粗变形量35％。
[0047]第五火，加热温度1030℃，拔长，单锤压下量40mm，锻造到Φ270mm，变形量30％。[
0048]末火次锻造：第六火，加热温度990℃，拔长，单锤压下量40mm，从Φ270mm锻造到Φ200mm棒材，变形量45.1％。
[0049]棒材检验：GH783合金棒材表面良好，GH783合金棒材高倍组织β相组织细小弥散、分布均匀(如图4所示)。
