CN101353772A

CN101353772A - 一种提高两相钛合金损伤容限性能的热处理工艺

Info

Publication number: CN101353772A
Application number: CNA2007101194377A
Authority: CN
Inventors: 李士凯; 惠松骁; 叶文君; 于洋; 熊柏青
Original assignee: Beijing General Research Institute for Non Ferrous Metals
Current assignee: Beijing General Research Institute for Non Ferrous Metals
Priority date: 2007-07-24
Filing date: 2007-07-24
Publication date: 2009-01-28

Abstract

一种提高两相钛合金损伤容限性能的热处理工艺，将两相钛合金在相变点以上5～50℃条件下进行第一次热处理，第一次热处理的保温时间为t(min)＝δ_max×λ，其中，δ_max(mm)为工件的最大截面厚度，λ为0.5～1.5，第一次热处理后以2～1000℃/min速率冷却至室温；然后再将两相钛合金在相变点以下5～100℃条件下进行第二次热处理，第二次热处理的保温时间为t(min)＝δ_max×λ，δ_max(mm)为工件的最大截面厚度，λ为1.0～3.0，第二次热处理后以100～5000℃/min速率冷却为至室温。本发明的热处理工艺与常规魏氏组织热处理工艺相比，可以提高合金的塑性，在一定程度上解决了魏氏组织塑性较低的难题，同时大大提高了合金的断裂韧性和冲击值，降低了疲劳裂纹扩展速率，可以用来制造钛合金结构件等半成品及零件。

Description

一种提高两相钛合金损伤容限性能的热处理工艺

技术领域

本发明涉及一种获得高损伤容限性能的两相钛合金热处理工艺，其特征在于，通过调整热处理制度，获得一种新型的微观组织，在该组织中片层α相具有两种形貌：粗大的α片层和细小的次生α片层。

背景技术

国际上近期钛合金发展重点向两个方向转移，一是由性能驱动转变为成本驱动，另一方面是由合金化途径转变为形变热处理工艺途径来满足要求。为了适应现代飞机强度按损伤容限设计准则设计，国际上十分重视发展有高断裂韧性和慢裂纹扩展速率的损伤容限型钛合金。

通常情况下，近α型和(α+β)型钛合金，采用不同的变形、热处理工艺可以获得等轴、双态、魏氏和网篮四种不同组织，其中损伤容限性能最好的是魏氏组织，其组织特征参数是：较大的原始β晶粒、清晰的晶界α相和α集束，以及在α片层之间分布的β片层。在原始β晶粒不十分粗大的情况下，魏氏组织的室温拉伸强度与其它类型的组织相差不多，但塑性稍差；其主要优点是断裂韧性高和疲劳裂纹扩展速率慢，原因有二：一是晶界α的存在，使得晶间断裂比例减小；二是魏氏组织中，裂纹往往沿α/β界面扩展，因各集束取向不同，使裂纹扩展至集束边界后，继续扩展受到另一位向α集束的阻碍而被迫改变方向。这样，裂纹扩展遇到不同位向的α集束时，就要经常改变方向，使扩张展路径曲折，增加了分枝及裂纹的总长度，从而吸收更多的能量，降低裂纹扩展速率，提高了断裂韧性，改善了合金的损伤容限性能。

当近α型或两相钛合金变形开始和终了温度都在β相区，变形量又不大(一般小于50％)时，或将合金加热到β相区后较慢冷却时，都将得到魏氏组织。

对两相钛合金而言，从β相区以较慢冷却速率降温的过程，由于原始晶界处原子排列混乱，相变驱动力大，α相优先在β晶界形核，沿原始晶界形成连续的α相，在随后的冷却过程中，α相或在这些存在的连续的α层上形核，或在β晶界上形核，并按照Burgers关系平行向β晶粒内部长大，形成所谓的α集束，直到遇到其它晶界上形成的具有不同位向的集束，生长才会停止，这个过程称为均匀形核和长大。在一个α集束内，单个的α片被残留的β基体分开，通常称这种β基体为片层β相。随冷却速率降低，形成的α片厚度和长度增大，α集束尺寸也增大。

钛合金片层组织的主要特征是片状α相之间分布有薄层的β相，这层β相往往成为裂纹萌生和扩展的地方，降低合金的塑性和抗裂纹能力。

发明内容

本发明的目的是提供一种提高(α+β)型钛合金损伤容限性能的热处理方法，利用本发明所得的组织不仅大大降低了疲劳裂纹扩展速率、提高合金的断裂韧性，而且强度水平与普通处理的魏氏组织相当。

为了实现上述发明的目的，本发明采取以下的技术方案：

一种提高两相钛合金损伤容限性能的热处理工艺，将两相钛合金在相变点以上5～50℃条件下进行第一次热处理，第一次热处理的保温时间为t(min)＝δ_max×λ，其中，δ_max(mm)为进行热处理工件的最大截面厚度，λ为加热系数，为0.5～1.5，第一次热处理后以2～1000℃/min速率冷却至室温；然后再将两相钛合金在相变点以下5～100℃条件下进行第二次热处理，第二次热处理的保温时间为t(min)＝δ_max×λ，其中，δ_max(mm)为进行热处理工件的最大截面厚度，λ为加热系数，为1.0～3.0，第二次热处理后以100～5000℃/min速率冷却为至室温。

在上述热处理工艺中，首先在相变点以上5～50℃预热，炉温达到预定温度后计算保温时间，保温时间t(min)＝δ_max×λ，δ_max(mm)为锻件或构件的最大截面厚度，λ为加热系数，一般取为0.5～1.5，保证锻件或构件热透为准，根据一般所使用的两相钛合金的锻件或构件的截面厚度，保温时间定在半小时至4小时，可以保证锻件或构件热透；原始β晶粒尺寸在120～900μm；保温后以2～1000℃/min速率冷却至室温，此次降温冷却速率不可过高，使得形成的α集束尺寸过小，容易造成损伤容限性能降低；然后，将炉温升至相变点以下5～100℃，保证β相含量不小于20％～40％，预热，保温，保温时间计算同上述一致，加热系数取为1.0～3.0，保证工件热透，并在该温度下两相比例达到平衡状态；保温后冷却，冷却速率为100～5000℃/min，此次降温速率不可过慢，否则容易造成析出的次生α相含量减少或消失，不利于提高合金的损伤容限性能；经过上述处理的锻件或构件，对尺寸较大的需要蠕变校形的工件，还需进行第三次热处理，但处理温度，一定保证低于第二次处理温度200～300℃，防止次生α相形貌受到影响。

在进行第三次热处理中，对所述的钛合金在低于第二次处理温度200～300℃条件下进行第三次热处理，第三次热处理时间为半小时至4小时，第三次热处理后以100～5000℃/min速率冷却为至室温。

本发明的提高两相钛合金损伤容限性能的热处理工艺的要点是：通过β相区热处理后，打破常规方法，在两相区中上部增加一级热处理。

由于β相转变为α相的过程容易进行，相变阻力及所需过冷度均很小，从理论上初步认为，钛进行同素异构转变时，相的比容变化的理论计算仅为铁的同素异构转变的五十分之一，相变阻力很小，不足以使新相大量形核；另外，钛进行同素异构转变时，各相之间又具有严格的晶体学取向关系和强烈的组织遗传性。因此，本发明考虑通过热处理的方法，在这些β片层处析出细小的次生α相，强化β相，增加裂纹扩展阻力。为确保β相中析出次生α相，必须保证β相具有一定的厚度。由于冷却速率并不能调整平衡态α/β相比例，因此，根据相图分析，需要在获得片层组织热处理制度的基础上，增加一次(α+β)相区退火，退火温度的高低可以调整β相的厚度，随后的冷却速率决定析出次生α相的尺寸。在这种组织中，片状α呈现两种分布状态：大的α片和细小板条状次生α相。

本发明涉及一种获得高损伤容限性能的两相钛合金热处理工艺，通过调整热处理制度，获得一种新型的微观组织，在该组织中片层α相具有两种形貌：粗大的α片层和细小的次生α片层。

本发明技术方案利用先在β相区加热，再两相区加热，并采用控制冷却速率的方法，获得具有两种形貌α片层的高损伤容限性能组织，即在保持较少损失强度的前提下，使合金塑性有所提高，大大提高合金的断裂韧性，降低疲劳裂纹扩展速率。

本发明的热处理工艺制成的新型的两相钛合金显微组织类型，即在显微组织中存在有完整的α晶界、大的α片层组织、α集束和细小的次生α相。即在钛合金的显微组织中，其魏氏组织的α片层之间析出了细小的次生α相。

本发明的热处理工艺的优点是：

本发明的热处理工艺所得组织与常规的β处理所得魏氏组织相比，强度基本保持相当，并具有以下优点：改善和提高了合金的塑性，在一定程度上解决了魏氏组织塑性较低的难题，大大提高了合金的断裂韧性和冲击值，降低了合金疲劳裂纹扩展速率，具有更好的损伤容限性能。可以用来制造钛合金结构件等半成品及零件。

下面通过具体实施方式结合附图对本发明做进一步说明，但并不意味着对本发明保护范围的限制。

附图说明

图1为对50mm厚板常规魏氏组织与本发明热处理工艺所得组织疲劳裂纹扩展速率比较图；

图2为对80mm厚板常规魏氏组织与本发明热处理工艺所得组织疲劳裂纹扩展速率比较图；

图3为对TA15棒材常规魏氏组织与本发明热处理工艺所得组织疲劳裂纹扩展速率比较图。

图4为本发明热处理工艺所得显微组织，α相有两种存在状态：大的片层α相和大的片层组织间的细小次生α相。

具体实施方式

本发明的提高钛合金损伤容限性能热处理工艺，在较少或没有损失强度的前提下，降低合金中疲劳裂纹扩展速率和提高断裂韧性，现结合试验测试结果，说明该工艺的具体实施方式。

实施例1本发明的热处理工艺对TA15合金50mm厚板损伤容限性能的提高

TA15钛合金锻件，相变点为970℃，采用α+β相区锻造，相变点以上30℃加热，保温1小时，原始β晶粒尺寸约为600μm，保温后以500℃/min冷却速率冷却至室温；然后，在相变点以下50℃保温2小时，β相含量约为20％，以2000℃/min速率冷却至室温。上述热处理工艺处理后的性能如表1所示，da/dN曲线如图1所示，在图1中，新型热处理组织为本发明热处理工艺所得组织。从表1和图1可以看出，经过本发明的热处理工艺处理后，合金的强度稍有降低，塑性有所提高，而断裂韧性、冲击值得到了大幅度的提高，K_IC达到130～140MPa.m^1/2，冲击值也高达65～70J/cm²，当ΔK＜30MPa.m^1/2时，相对常规魏氏组织，也大大降低了疲劳裂纹扩展速率。

实施例1所得显微组织如图4所示，在图4中，α相有两种存在状态：大的片层α相和大的片层组织间的细小次生α相。在β片层处析出细小的次生α相，强化β相，增加裂纹扩展阻力，因此，本发明的钛合金在保持较少损失强度的前提下，使合金塑性有所提高，大大提高合金的断裂韧性，降低疲劳裂纹扩展速率。

表1 TA15合金50mm厚板常规魏氏组织与本发明热处理工艺所得组织性能比较表。

表1

实施例2本发明的热处理工艺对TA15合金80mm厚板损伤容限性能的提高

实施例2除TA15钛合金的板厚、第一次热处理和第二次热处理的时间不同于实施例1外，其余的均和实施例1相同。其中，实施例2中所用的TA15钛合金的板厚为80mm，第一次热处理的时间为1.5小时，第二次热处理的时间为2.5小时。经本发明的热处理后的性能与β处理魏氏组织性能比较情况如表2所示，疲劳裂纹扩展拟合曲线如图2所示，在图2中，新型热处理组织为本发明热处理工艺所得组织。从表2和图2可以看出，经过本发明的热处理工艺处理后，相对常规魏氏组织，不仅提高了TA15合金的断裂韧性，合金的疲劳裂纹扩展速率大大降低。

表2 TA15合金80mm厚板常规魏氏组织与本发明热处理工艺所得组织性能比较表。

表2

实施例3本发明的热处理工艺对TA15合金棒材损伤容限性能的提高

实施例3除用TA15钛合金棒材代替50mm厚的TA15钛合金板材、及第一次热处理和第二次热处理的时间不同于实施例1外，其余的均和实施例1相同。其中，实施例3中所用的TA15钛合金棒材的直径为70mm，第一次热处理的时间为1.5小时，第二次热处理的时间为2.5小时。TA15合金棒材经本发明热处理后所得组织的性能与β处理魏氏组织性能比较情况如表3所示，疲劳裂纹扩展拟合曲线如图3所示，在图3中，新型热处理组织为本发明热处理工艺所得组织。从表3和图3可以看出，经过本发明的热处理工艺处理后，相对常规魏氏组织，不仅提高了TA15合金的断裂韧性，合金的疲劳裂纹扩展速率大大降低。

表3 TA15合金棒材常规魏氏组织与本发明热处理工艺所得组织性能比较表。

表3

组织	R_m/MPa	R_p0.2/MPa	A/％	Z/％	K_IC/MPa.m^1/2	a_k/J/cm²
组织	R_m/MPa	R_p0.2/MPa	A/％	Z/％	K_IC/MPa.m^1/2	a_k/J/cm²	常规β处理魏氏组织	905	875	9	19	90	42
新型热处理组织	910	840	10	20	115	46	常规β处理魏氏组织	905	875	9	19	90	42

对比实施例1、2和3测试结果可知，本发明热处理不仅提高了TA15合金的断裂韧性，而且也使得合金的疲劳裂纹扩展速率大大降低，特别是对80mm厚板和Φ70mm棒材，经本发明热处理后，其疲劳裂纹扩展速率接近于40mm厚板。

Claims

1、一种提高两相钛合金损伤容限性能的热处理工艺，其特征在于：将两相钛合金在相变点以上5～50℃条件下进行第一次热处理，第一次热处理的保温时间为t(min)＝δ_max×λ，其中，δ_max(mm)为进行热处理工件的最大截面厚度，λ为加热系数，为0.5～1.5，第一次热处理后以2～1000℃/min速率冷却至室温；然后再将两相钛合金在相变点以下5～100℃条件下进行第二次热处理，第二次热处理的保温时间为t(min)＝δ_max×λ，其中，δ_max(mm)为进行热处理工件的最大截面厚度，λ为加热系数，为1.0～3.0，第二次热处理后以100～5000℃/min速率冷却为至室温。

2、根据权利要求1所述的提高两相钛合金损伤容限性能的热处理工艺，其特征在于：对所述的钛合金在低于第二次处理温度200～300℃条件下进行第三次热处理，第三次热处理时间为半小时至4小时，第三次热处理后以100～5000℃/min速率冷却为至室温。

3、一种用权利要求1或2热处理工艺制成的钛合金，其特征在于：在所述的钛合金的显微组织中，其魏氏组织的α片层之间析出了细小的次生α相。