获得短棒状初生α相组织的亚稳β型钛合金的加工方法

摘要

本发明公开了一种获得短棒状初生α相组织的亚稳β型钛合金的加工方法，该方法为：一、将亚稳β型钛合金锻件在温度为(Tβ+30)℃～(Tβ+50)℃的条件下进行保温，保温后缓慢冷却至室温；二、将冷却后的亚稳β型钛合金锻件在温度为(Tβ‑30)℃～(Tβ‑20)℃的条件下进行保温；三、对保温后的亚稳β型钛合金锻件进行热加工，热加工后快速冷却，得到具有短棒状初生α相组织的亚稳β型钛合金产品。本发明得到的亚稳β型钛合金产品晶内具有短棒状初生α相组织，这种短棒状组织结合了片层组织和等轴组织的优点，在保证钛合金强度的同时提高了塑性和韧性，解决了亚稳β型钛合金强度‑塑性‑韧性难以良好匹配的问题。

说明书

技术领域

本发明属于钛合金热加工技术领域，具体涉及一种获得短棒状初生α相组织的亚稳β型钛合金的加工方法。

背景技术

近年来，随着航空航天器的发展，钛和钛合金的研究和应用不断拓展。在钛合金的研究领域中，作为结构材料使用的高强韧亚稳β型钛合金是最重要的发展方向之一。钛合金的微观组织决定了它的力学性能，而它的微观组织主要依赖于化学成分、热加工历史和热处理过程。对于化学成分已经确定的合金，要想得到期望的微观组织和力学性能，就只能通过变形和热处理来达到。对于亚稳β型钛合金来讲，合金加入了较多的β稳定元素使合金具有较高的β稳定性，采用传统的(α+β)相区锻造后晶内只能存在细小等轴初生α相组织，初生α相含量根据锻造温度的高低会出现增减，但是相形态不会发生明显的改变。这种细小等轴锻态组织很难通过热处理来改变其形态及尺寸。

一般钛合金的显微组织主要由α相和β相组成，其中α相作为主要强化相，其形貌、含量和尺寸对合金的力学性能有着极为重要的影响。细小等轴α相会使合金具有较高的强度和优异的塑性，但断裂韧性指标较差。

随着人们对飞行器要求的提高及飞行器设计理念的变化，不仅要求钛合金的强度水平不断提高，而且对钛合金的韧性也提出了更高的要求。因此，制定合适的热加工工艺，调控不同形貌α相的含量和尺寸等微观特征，使棒材获得强度-塑性-韧性良好匹配的力学性能，在亚稳β型钛合金的生产过程中具有重要作用。

发明内容

本发明所要解决的技术问题在于针对上述现有技术的不足，提供了一种获得短棒状初生α相组织的亚稳β型钛合金的加工方法。该加工方法制得的亚稳β型钛合金具有短棒状初生α相组织，该短棒状初生α相组织采用(α+β)相区固溶时效热处理后转变成为混合组织，该混合组织包括短棒状初生α相、细小针状次生α相和残余β相，其中短棒状初生α相对合金塑性、韧性影响较大，细小针状次生α相的存在有利于钛合金强度的提高，因而解决了亚稳β型钛合金强度-塑性-韧性难以良好匹配的问题。

为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案是：一种获得短棒状初生α相组织的亚稳β型钛合金的加工方法，其特征在于，该加工方法包括以下步骤：

步骤一、将亚稳β型钛合金锻件在温度为(T_β+30)℃～(T_β+50)℃的条件下进行保温，然后缓慢冷却至25℃室温；

步骤二、将步骤一中冷却至25℃室温的亚稳β型钛合金锻件在温度为(T_β-30)℃～(T_β-20)℃的条件下进行保温；

步骤三、对步骤二中保温后的亚稳β型钛合金锻件进行变形量为60％～80％的热加工，热加工后快速冷却至200℃以下，得到具有短棒状初生α相组织的亚稳β型钛合金产品。

上述的一种获得短棒状初生α相组织的亚稳β型钛合金的加工方法，其特征在于，步骤一中所述保温的时间t₁＝(D×0.6+60)min，其中D为所述亚稳β型钛合金锻件的截面直径，D的单位为mm。

上述的一种获得短棒状初生α相组织的亚稳β型钛合金的加工方法，其特征在于，步骤一中所述冷却的速率为0.05℃/min～0.1℃/min。

上述的一种获得短棒状初生α相组织的亚稳β型钛合金的加工方法，其特征在于，步骤二中所述保温的时间t₂＝D×0.6min，其中D为所述亚稳β型钛合金锻件的截面直径，D的单位为mm。

上述的一种获得短棒状初生α相组织的亚稳β型钛合金的加工方法，其特征在于，步骤三中所述热加工为一火次的镦粗或拔长。

上述的一种获得短棒状初生α相组织的亚稳β型钛合金的加工方法，其特征在于，步骤三中所述快速冷却的方式为水冷。

本发明与现有技术相比具有以下优点：

1、本发明的加工方法与常规加工方法相比，合金在加工前预先在α/β转变点温度T_β以上30℃～50℃进行保温后缓慢冷却处理而形成特定的魏氏组织粗大α片层组织，这种显微组织在α/β转变点温度T_β以下20℃～30℃的(α+β)相区加热，保温过程中魏氏组织片层α边界逐渐消融钝化，再经过热加工工艺使钝化的α片层被切断成短棒状，改变了初生α相的形态，打破了由于β稳定性强导致的亚稳β型钛合金(α+β)相区锻造后晶内只能存在细小等轴初生α相组织的传统认识。

2、本发明制备的具有短棒状初生α相组织的Ti-1300钛合金棒材经固溶时效热处理后，拉伸强度为1310～1350MPa，延伸率为10％，断裂韧性为62～66MPa·m^1/2；本发明制备的具有短棒状初生α相组织的Ti-5553钛合金饼材经固溶时效热处理后，拉伸强度为1250MPa，延伸率为11％，断裂韧性为67MPa·m^1/2；本发明制备的具有短棒状初生α相组织的TB6钛合金饼材经固溶时效热处理后，拉伸强度为1200MPa，延伸率为11％，断裂韧性为58MPa·m^1/2；本发明制备的具有短棒状初生α相组织的Ti-55531钛合金棒材经固溶时效热处理后，拉伸强度为1230MPa，延伸率为12％，断裂韧性为64MPa·m^1/2；由此说明本发明的加工方法制备的具有短棒状初生α相组织的亚稳β型钛合金产品经(α+β)相区固溶时效热处理后，使钛合金具有优异的强度-塑性-韧性匹配。

下面通过附图和实施例对本发明的技术方案作进一步的详细说明。

附图说明

图1是本发明实施例1中Ti-1300钛合金锻件经步骤一缓慢冷却后锻件的显微组织图。

图2是本发明实施例1中Ti-1300钛合金锻件经步骤三水冷后制得的棒材的显微组织图。

图3是本发明实施例1制得的具有短棒状初生α相组织的Ti-1300钛合金棒材经固溶时效热处理后的显微组织图。

具体实施方式

实施例1

本实施例的加工方法为：

步骤一、将Ф200mm×600mm的Ti-1300钛合金锻件在860℃的电炉中进行保温，保温时间为180min，保温完成后将Ti-1300钛合金锻件以0.05℃/min的冷却速度冷至25℃室温；

步骤二、将步骤一中冷却至室温的Ti-1300钛合金锻件在810℃的电炉中进行保温，保温时间为120min；

步骤三、对步骤二中保温后的Ti-1300钛合金锻件进行一火次的拔长，拔长后快速水冷至180℃，得到Ф40mm×15000mm的Ti-1300钛合金棒材；Ti-1300钛合金锻件一火次拔长总的变形量为80％。

图1是本实施例中Ti-1300钛合金锻件经步骤一缓慢冷却后锻件的显微组织图，从图中可以看出经步骤一保温处理并缓慢冷却后，得到了典型魏氏组织的粗大片层α相，粗大片层α相组织具有较高裂纹扩展阻抗，断裂韧性高，但是塑性差。图2是本实施例中Ti-1300钛合金锻件经步骤三水冷后制得的棒材的显微组织图，从图中可以看出片层α相边界钝化并被切断成短棒状，短棒状初生α相的出现有利于合金塑性和韧性的提高，既能够发挥片状组织的性能优势使合金具有较高的韧性，又避免了塑性偏低的缺陷。

对本实施例制得的具有短棒状初生α相组织的Ti-1300钛合金棒材进行790℃×1h/AC+570℃×4h/AC的固溶时效热处理，图3是本实施例制得的具有短棒状初生α相组织的Ti-1300钛合金棒材经固溶时效热处理后的显微组织图，其中a处为初生α相，b处为次生α相，从图3可以看出，经固溶时效热处理后，Ti-1300钛合金显微组织由短棒状初生α相组织变为混合组织，该混合组织包括短棒状初生α相、细小针状次生α相和残余β相，其中短棒状初生α相对合金塑性、韧性影响较大，细小针状次生α相的存在有利于钛合金强度的提高。

现有加工Ti-1300钛合金棒材的一般方法为：采用Ф200mm×600mm的Ti-1300钛合金锻件在(α+β)相区经一火次的拔长处理后获得Ф40mm×15000mm的Ti-1300钛合金棒材，变形量为80％。

对本实施例制得的Ti-1300钛合金棒材和现有加工方法制得的Ti-1300钛合金棒材均进行790℃×1h/AC+570℃×4h/AC的固溶时效热处理，然后测其力学性能，结果如表1所示。

表1Ti-1300钛合金棒材经固溶时效热处理后的力学性能实验结果

加工方式抗拉强度(MPa)延伸率(％)断裂韧性(MPa·m^1/2)实施例113501062现有方法13701045

从表1可以得出，采用本实施例加工方法获得的具有短棒状初生α相组织的Ti-1300钛合金棒材经过(α+β)相区固溶时效热处理后的力学性能在保证强度的同时大幅度地提高了合金的韧性，使Ti-1300钛合金具有优异的强度-塑性-韧性匹配。

实施例2

本实施例的加工方法为：

步骤一、将Ф200mm×500mm的Ti-5553钛合金锻件在875℃的电炉中进行保温，保温时间为180min，保温完成后将Ti-5553钛合金锻件以0.07℃/min的冷却速度冷至25℃室温；

步骤二、将步骤一中冷却至室温的Ti-5553钛合金锻件在815℃的电炉中进行保温，保温时间为120min；

步骤三、对步骤二中保温后的Ti-5553钛合金锻件进行一火次的镦粗，镦粗后快速水冷至190℃，得到Ф500mm×80mm的Ti-5553钛合金饼材；Ti-5553钛合金锻件一火次镦粗的总变形量为60％。

通过光学显微镜对本实施例中经步骤三镦粗得到的Ti-5553钛合金饼材的显微组织进行了观察，发现本实施例制得的Ti-5553钛合金饼材的显微组织与实施例1中经步骤三拔长处理后得到的显微组织的结构吻合度较高，这说明本实施例制得了具有短棒状初生α相组织的Ti-5553钛合金饼材。

现有加工Ti-5553钛合金饼材的一般方法为：采用Ф200mm×500mm的Ti-5553钛合金锻件在(α+β)相区经一火次的镦粗处理后获得Ф500mm×80mm的Ti-5553钛合金饼材，变形量为60％。

对本实施例制得的Ti-5553钛合金饼材和现有加工方法制得的Ti-5553钛合金饼材均进行800℃×1h/AC+580℃×4h/AC的固溶时效热处理，然后测其力学性能，结果如表2所示。

表2Ti-5553钛合金饼材经固溶时效热处理后的力学性能实验结果

加工方式抗拉强度(MPa)延伸率(％)断裂韧性(MPa·m^1/2)实施例212501167现有方法1300943

从表2可以得出，采用本实施例加工方法获得的具有短棒状初生α相组织的Ti-5553钛合金饼材经过(α+β)相区固溶时效热处理后的力学性能在保证合金强度的同时提高了韧性和延伸率，使Ti-5553钛合金饼材具有优异的强度-塑性-韧性匹配。

实施例3

本实施例的加工方法为：

步骤一、将Ф150mm×320mm的TB6钛合金锻件在850℃的电炉中进行保温，保温时间为150min，保温完成后将TB6钛合金锻件以0.09℃/min的冷却速度冷至25℃室温；

步骤二、将步骤一中冷却至室温的TB6钛合金锻件在790℃的电炉中进行保温，保温时间为90min；

步骤三、对步骤二中保温后的TB6钛合金锻件进行一火次的镦粗，镦粗后快速水冷至170℃，得到Ф500mm×28.8mm的TB6钛合金饼材；TB6钛合金锻件一火次镦粗的总变形量为70％。

通过光学显微镜对本实施例经步骤三镦粗得到的TB6钛合金饼材的显微组织进行了观察，发现本实施例制得的TB6钛合金饼材的显微组织与实施例1中经步骤三拔长处理后得到的显微组织的结构吻合度较高，这说明本实施例制得了具有短棒状初生α相组织的TB6钛合金饼材。

现有加工TB6钛合金饼材的一般方法为：采用Ф150mm×320mm的TB6钛合金锻件在(α+β)相区经一火次的镦粗处理后获得Ф500mm×28.8mm的TB6钛合金饼材，变形量为80％。

对本实施例制得的TB6钛合金饼材和现有加工方法制得的TB6钛合金饼材均进行760℃×1h/AC+560℃×6h/AC的固溶时效热处理，然后测其力学性能，结果如表3所示。

表3TB6钛合金饼材经固溶时效热处理后的力学性能实验结果

加工方式抗拉强度(MPa)延伸率(％)断裂韧性(MPa·m^1/2)实施例312001158现有方法1210941

从表3可以得出，采用本实施例加工方法获得的具有短棒状初生α相组织的TB6钛合金饼材经过(α+β)相区固溶时效热处理后的力学性能在保证合金强度的同时提高了韧性和延伸率，使TB6钛合金饼材具有优异的强度-塑性-韧性匹配。

实施例4

本实施例的加工方法为：

步骤一、将Ф150mm×400mm的Ti-55531钛合金锻件在890℃的电炉中进行保温，保温时间为150min，保温完成后将Ti-55531钛合金锻件以0.1℃/min的冷却速度冷至25℃室温；

步骤二、将步骤一中冷却至25℃室温的Ti-55531钛合金锻件在820℃的电炉中进行保温，保温时间为90min；

步骤三、对步骤二中保温后的Ti-55531钛合金锻件进行一火次的拔长，拔长后快速水冷至180℃，得到Ф30mm×10000mm的Ti-55531钛合金棒材；Ti-55531钛合金锻件一火次拔长的总变形量为80％。

通过光学显微镜对本实施例经步骤三拔长得到的Ti-55531钛合金棒材的显微组织进行了观察，发现本实施例制得的Ti-55531钛合金棒材的显微组织与实施例1中经步骤三拔长处理后得到的显微组织的结构吻合度较高，这说明本实施制得了具有短棒状初生α相组织的Ti-55531钛合金棒材。

现有加工Ti-55531钛合金棒材的一般方法为：采用Ф150mm×400mm的Ti-55531钛合金锻件在(α+β)相区经一火次的拔长处理后获得Ф30mm×10000mm的Ti-55531钛合金棒材，变形量为80％。

对本实施例制得的Ti-55531钛合金棒材和现有加工方法制得的Ti-55531钛合金棒材均进行790℃×1h/AC+550℃×6h/AC的固溶时效热处理，然后测其力学性能，结果如表4所示。

表4Ti-55531钛合金棒材经固溶时效热处理后的力学性能实验结果

加工方式抗拉强度(MPa)延伸率(％)断裂韧性(MPa·m^1/2)本实施例12301264现有方法12501044

从表4可以得出，采用本实施例加工方法获得的具有短棒状初生α相组织的Ti-55531钛合金棒材经过(α+β)相区固溶时效热处理后的力学性能在保证合金强度的同时提高了韧性和延伸率，使Ti-55531钛合金棒材具有优异的强度-塑性-韧性匹配。

实施例5

本实施例的加工方法为：

步骤一、将Ф150mm×600mm的Ti-1300钛合金锻件在880℃的电炉中进行保温，保温时间为150min，保温完成后将Ti-1300钛合金锻件以0.06℃/min的冷却速度冷至25℃室温；

步骤二、将步骤一中冷却至室温的Ti-1300钛合金锻件在800℃的电炉中进行保温，保温时间为90min；

步骤三、对步骤二中保温后的Ti-1300钛合金锻件进行一火次的拔长，拔长后快速水冷至160℃，得到Ф45mm×6666.7mm的Ti-1300钛合金棒材；Ti-1300钛合金锻件一火次拔长的总变形量为70％。

通过光学显微镜对本实施例中经步骤三拔长得到的Ti-1300钛合金棒材的显微组织进行了观察，发现本实施例制得的Ti-1300钛合金棒材的显微组织与实施例1经步骤三拔长处理后得到的显微组织结构吻合度较高，这说明本实施例制得了具有短棒状初生α相组织的Ti-1300钛合金棒材。

现有加工Ti-1300钛合金棒材的一般方法为：采用Ф150mm×600mm的Ti-1300钛合金锻件在(α+β)相区经一火次拔长处理后获得Ф45mm×6667mm的Ti-1300钛合金棒材，变形量为80％。

对本实施例制得的Ti-1300钛合金棒材和现有加工方法制得的Ti-1300钛合金棒材均进行760℃×1h/AC+550℃×6h/AC的固溶时效热处理，然后测其力学性能，结果如表5所示。

表5Ti-1300钛合金棒材经固溶时效热处理后的力学性能实验结果

加工方式抗拉强度(MPa)延伸率(％)断裂韧性(MPa·m^1/2)本实施例13101066现有方法13401042

从表5可以得出，采用本实施例加工方法获得的具有短棒状初生α相组织的Ti-1300钛合金棒材经过(α+β)相区固溶时效热处理后的力学性能在保证合金强度的同时大幅度地提高了断裂韧性，使Ti-1300钛合金棒材具有优异的强度-塑性-韧性匹配。

以上所述，仅是本发明的较佳实施例，并非对本发明作任何限制。凡是根据发明技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、变更以及等效变化，均仍属于本发明技术方案的保护范围内。