CN102317484A - 热处理钛合金的方法和所得零件 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种热处理Ti 5-5-5-3型钛合金的方法，该Ti5-5-5-3型钛合金具有以重量百分数计的以下组成：4.4-5.7％铝，4.0-5.5％钒，0.30-0.50％铁，4.0-5.5％钼，2.5-3.5％铬，0.08-0.18％氧，痕量至0.10％的碳，痕量至0.05％的氮，痕量至0.30％的锆，痕量至0.15％的硅，其余百分数是钛和杂质，其特征在于所述合金的热处理包括：将合金加热到800-840℃且低于该合金的β-转变的第一平台；维持第一温度平台1-3小时；在没有中间再加热的情况下将合金冷却至760℃-800℃的第二平台；维持第二温度平台2-5小时；将合金冷却至室温；将合金加热到540℃-650℃的第三平台；维持第三温度平台4-20小时；和将合金冷却至室温。本发明还涉及由所述方法产生的零件。

Description

热处理钛合金的方法和所得零件

本发明涉及钛合金Ti 5-5-5-3(含义：基于钛计5％铝、5％钒、5％钼、3％铬)，更具体地涉及这种合金的热处理，该热处理的目的是改善其机械性能的水平和均匀性。

合金Ti 5-5-5-3是伪β型钛合金，其在室温下具有两相即阿尔法(下文称为“α”)和贝塔(下文称为“β”)，并且其具有在α相和β相共存区域和纯β相区域之间的贝塔转变(下文称为“β-转变”)。遇到β-转变的温度取决于合金Ti 5-5-5-3的组成在840℃-860℃之间变动。合金Ti 5-5-5-3是兼具有低密度和高机械强度的合金。这是其在航空领域应用中受到高度重视的原因，以便例如制造起落装置零件和结构零件。然而这种合金对显微组织缺陷非常敏感。Ti 5-5-5-3零件通常在热机械变形步骤后接着进行热处理步骤之后获得。

热机械变形步骤在β相区域中即在大于该合金的β-转变温度且β相晶粒形成合金基质的温度下进行，然后在α-β相区域即在小于该合金的β-转变温度的温度下进行。

热机械变形步骤后获得的半成品在室温下具有的显微组织包含球状颗粒和伸长颗粒形式的初生α相、薄片颗粒形式的一些次生α相、和一些β相。初生α相占组织的10-30％。在本论述的下文中，当提及给定相所占组织的百分数时，应理解(因为这是标准方式)该百分数是通过如下光学显微术图像分析测得：在显微图上与参考网格进行对比来测量所述相占据的表面范围。

在热机械变形步骤之后，对合金Ti 5-5-5-3零件进行常规热处理以获得所需机械性能。然而，在这些热处理之后，合金Ti 5-5-5-3零件机械性能的大的分散性(dispersion)仍然存在，特别是延展性、韧性、拉伸强度和疲劳强度性能，这些性能在该合金中保持高度各向异性。

合金Ti 5-5-5-3的常规热处理包括相继进行以下步骤：

-热处理，用于在低于β-转变温度的温度(因此通常为700℃-815℃)下对该合金进行固溶处理并持续2-4小时，接着空气冷却至室温；

-和在540℃-650℃下时效热处理约8小时，接着空气冷却至室温。

常规热处理后获得的合金Ti 5-5-5-3零件的机械性能的分散性是由该合金显微组织的不均匀性引起，所述不均匀性本身是来自该合金在热机械变形步骤后的初始组织。特别地，在常规热处理后，合金Ti5-5-5-3在显微组织内具有α相的非均匀分布。此外，在常规热处理后，α相呈现为颗粒形式，所述颗粒沿最后热机械变形期间的锻造或轧制方向产生的择优取向伸长。α相颗粒的这种择优取向导致沿着与α颗粒方向平行的方向测得的机械性能是可接受的，然而该机械性能在与α颗粒方向横交的方向中高度不足。

本发明的目的是改善钛合金Ti 5-5-5-3零件的机械性能的水平和均匀性，并同时避免现有技术的上述缺点。

为此目的，本发明的目的是一种钛合金Ti 5-5-5-3的热处理方法，其组成以重量百分数计为如下：

-4.4-5.7％铝，

-4.0-5.5％钒，

-0.30-0.50％铁，

-4.0-5.5％钼，

-2.5-3.5％铬，

-0.08-0.18％氧，

-痕量至0.10％的碳，

-痕量至0.05％的氮，

-痕量至0.30％的锆，

-痕量至0.15％的硅，

其余百分数是钛和由加工(elaboration)产生的杂质。

根据本发明的热处理方法包含如下相继步骤：

-将钛合金加热到810-840℃且低于该合金的β-转变温度的第一热平台温度；

-维持该钛合金处于第一平台温度1-3小时；

-在没有任何中间再加热的情况下将该钛合金冷却至760℃-800℃的第二平台温度；

-维持该钛合金处于第二平台温度2-5小时；

-将该钛合金冷却至室温；

-将该钛合金加热到540℃-650℃的第三平台温度；

-维持该钛合金处于第三平台温度4-20小时，并然后将其冷却至室温。

在低于合金Ti 5-5-5-3的β-转变温度的温度下实现上述热处理平台。

正如先前所解释，热机械变形(例如锻造或轧制)后的合金显微组织是非均匀的。根据本发明的第一平台允许合金显微组织的均匀化，所述合金的特征在于先前已经历了热机械变形。第一平台温度稍微低于合金Ti 5-5-5-3的β-转变温度，以便使最多的α相进入溶体但却不消除该相，该相对于避免晶粒尺寸的过度增大仍是必需的。实际上，在没有最小量的α相的情况下，β-相的晶粒将以无控的方式生长从而导致机械性能、特别是拉伸强度的显著降低。优选地，确定第一平台的温度和持续时间以在第一平台结束时获得2-5％的α相的量。

确定根据本发明的第二平台用以使等轴球型的初生α相析出。通过能够使合金显微组织均匀化的第一平台，在第二平台期间α相的新核(germ)在合金显微组织中按照均匀分布出现并且它们的生长以等轴方式进行从而形成球型的初生α相颗粒。

因此，在第二平台结束时，合金的显微组织是均匀的，并且利用根据本发明实现的首先两个热平台，可在显微组织内获得初生α相的均匀球形化(globularization)和足够比例的这种初生α相。

通过根据本发明的热处理，合金Ti 5-5-5-3具有均匀且改善的机械性能(延展性、韧性、拉伸强度和疲劳强度)。更具体地，均匀分布的球型初生α相的存在明显地改善合金的延展性。

本发明人可展示的是，在第二平台结束时合金的拉伸强度/延展性折衷是最佳的，球型初生α相的量为10-15％。因此优选确定根据本发明的第二热处理平台的温度和持续时间以在第二平台结束时获得在β相基质中占10-15％的球型初生α相的量。优选地，第二平台的温度为770℃-790℃。

优选在β-转变温度减去20℃与β-转变温度减去30℃之间的温度下实施第一平台，并且在770-790℃的温度下实施第二平台。

优选相继实现第一平台和第二平台。

优选地，第一平台和第二平台之间的冷却速率为每分钟1.5℃-5℃，第二平台结束时以每分钟5℃-150℃的速率进行冷却降至室温。

第三平台是通常对这种类型的合金实施的所谓时效平台。

维持钛合金处于第三平台温度6-10小时，优选约8小时。

本发明的目的还在于合金Ti 5-5-5-3零件，其特征在于它是由通过前述热处理方法得到的半成品获得。

在阅读以下作为实例并且参考附图作出的描述时本发明的其它优点和特性将变得清楚，其中：

-图1显示了在时效之前已经受常规热处理的合金Ti 5-5-5-3的显微图；

-图2图示了根据本发明的3个热处理平台的实例；

-图3显示了已经受根据本发明的第一和第二热处理平台的合金Ti 5-5-5-3的显微图；

-图4显示了前述合金在其经受根据本发明的第三热处理平台后的显微图。

根据本发明的合金Ti 5-5-5-3的热处理方法适用于已按如下方式被成型(此为惯例)的零件：在β相区域中进行的一个或若干个热机械变形步骤，之后是在α-β相区域中进行的步骤。这些步骤可以是通过轧制、锻造或模冲压进行的热机械变形步骤。

在这些热机械变形步骤之后获得的零件在室温下具有包含一些球状颗粒和伸长颗粒形式的初生α相、一些薄片颗粒形式的次生α相和一些β-相的显微组织。在热机械变形步骤之后，合金织构是显著的(不同α相形态的取向)，并且合金的显微组织非常不均匀。特别地，α相颗粒呈现为针状物，其特别分布在β相的晶界处。α相颗粒可以连接并形成对合金的强度和疲劳强度以及延展性具有有害影响的边界。

深入研究了改善合金Ti 5-5-5-3机械性能的热处理。然而，这些所谓的常规处理没有提供获得合金均匀显微组织的可能性，使得在合金中机械性能呈各向异性并且不足以满足某些应用例如起落装置零件所需要的最苛刻要求。

实际上，正如图1的显微图所示，在常规热处理之后和时效热处理之前，α相1的颗粒在合金的显微组织2内具有不均匀的尺寸和分布。此外，在常规热处理后，α相1进一步呈现为伸长颗粒形式，所述颗粒的取向是沿着最后热机械变形步骤期间的锻造和轧制方向产生的择优取向。由于α相颗粒的这种择优取向，不可能在合金内获得各向同性的机械性能。

因此根据本发明的热处理的目标之一是使合金Ti 5-5-5-3的显微组织均匀化。

本发明人开发了如图2中所图示的合金Ti 5-5-5-3的优化热处理并且包括以下步骤和平台：

-将钛合金加热3到810-840℃且位于稍低于该合金的β-转变温度的第一热平台温度；

-维持4钛合金处于第一平台温度1-3小时；

-将钛合金冷却5至760℃-800℃的第二平台温度，如所描述，优选在不将合金维持在介于如所述的第一平台温度和第二平台温度之间的温度下进行。应当避免使合金从第一平台冷却，这可使该合金的温度低于第二平台温度并且因此需要再加热；

-维持6钛合金处于第二平台温度2-5小时；

-将钛合金冷却7至室温；

-将钛合金加热8到540℃-650℃的第三平台9的温度；

-维持9钛合金处于第三平台9温度4-20小时，接着将其冷却10降至室温，该冷却通常在空气中进行。

位于810℃-840℃且稍微低于合金的β-转变温度的根据本发明的第一平台4使得合金(其特征在于先前的热机械变形步骤)的显微组织均匀化，和使最多的α相进入溶体，然而却不完全消除这种α相。优选地，确定第一平台4的温度和持续时间以在第一平台4结束时获得2-5％的α相的量。2％的最小含量提供了避免β相晶粒无控生长的可能性，这可能具有的结果是相当大地降低合金的机械特性，特别是机械拉伸特性。优选的是小于5％的α相含量以允许获得合金显微组织的适当均匀化，特别是用以破坏热机械处理后形成的α相边界。

正如先前所解释，β-转变温度根据合金Ti 5-5-5-3的确切组成而变动。为了达到所需量的α相，根据合金Ti 5-5-5-3的确切组成及其β-转变温度确定第一平台4的温度。为了达到α相的优选需要量，在β-转变温度减去20℃与β-转变温度减去30℃之间的温度下实现第一平台4，不依赖于Ti 5-5-5-3的组成。

第一平台4的持续时间为1-3小时并且尤其随着零件的几何形状和厚重性(massivity)(直径、厚度)而改变。零件越厚重，平台的持续时间越长。

确定根据本发明的760℃-800℃的第二平台6以使球型初生α相析出。通过能够借以获得均匀的合金显微组织的第一平台，在第二平台6期间，α相的新核(germ)在合金的β基质中按均匀分布出现，并且在第二平台6期间以等轴方式实现α核的生长以形成球型的初生α相颗粒11，正如图3中所示。

因此，在第二平台6结束时，合金的显微组织是均匀的，此外根据本发明的热处理提供了在显微组织内获得初生α相11的均匀球形化的可能性(参见图3的显微图)。合金的显微组织12中均匀分布的球型初生α相11的存在使合金的延展性得到改善。通过本发明的首先两个平台的两次固溶处理允许实现合金的显微组织均匀化及其制备，使得其对于第三平台的时效处理更加各向同性地产生反应。因此，在根据本发明的全部热处理之后，合金内的机械性能与常规热处理赋予的机械性能相比是完全各向同性和改善的。

本发明人能够展示的是，在第二平台6结束时合金的拉伸强度/延展性折衷是最佳的，球型初生α相11的量为10-15％。优选地，第二平台的温度为770℃-790℃以便在第二平台6结束时获得10-15％的球型初生α相的量。

第二平台6的持续时间为2-5小时并且还随着零件的几何形状和厚重性(直径、厚度)而改变。零件越厚重，平台的持续时间越长。

典型地，对于具有复杂形状的钛合金Ti 5-5-5-3零件，所述钛合金Ti 5-5-5-3的组成如下：

-5.60％铝，

-5.03％钒，

-0.33％铁，

-4.87％钼，

-2.97％铬，

-0.14％氧，

-0.01％碳，

-0.006％氮，

-0.01％锆，

-0.03％硅，

其余百分数基本上是钛，并且材料厚度为约150mm，第一平台在约830℃(合金的β-转变温度为约850℃)的温度下进行并且维持在该温度约2小时30分钟，在775℃的温度下进行第二平台并且维持在该温度约4小时，而不必从炉取出零件并且不将其再加热以获得第二平台温度。利用这些处理条件，可在第一平台4结束时获得2-5％的α相的量，并且在第二平台6结束时在β型基质12内均匀分布的球型初生α相11的量为10-15％。在根据本发明的首先两个平台后获得的图3的显微图上，实际上可以看出，黑色的α相11颗粒具有球形型状，且具有均匀尺寸和分布。

在第一平台4结束时，实施冷却降至室温或降至低于第二平台6温度的温度将不符合本发明。实际上，这样的冷却(在其之后应当再加热到第二平台6温度)将导致

型α相(具有锥形型状的次生α相)的形成，从而不利于在第二平台6期间形成所需最小量的等轴球型初生α相，所述最小量的等轴球型初生α相是热处理后获得合金的良好延展特性所需的。

第一平台和第二平台之间的冷却速率5优选为每分钟1.5℃-5℃并且例如在不从处理炉取出零件的情况下实施。然后在炉内部以受控方式使零件逐渐冷却，所述炉的设定温度逐渐或立刻降低直到其达到第二平台6温度。

为了避免在冷却速率过低时发生初生α相分布的改变(这可能不利于获得良好的性能机械)，优选大于1.5℃/min的冷却速率。相反地，大于5℃/min的冷却速率可导致针状物类型α相的析出(这不利于获得良好的机械性能例如断裂伸长率)。实际上，材料组织中过量的针状α相促进脆性断裂的风险。

通常不建议在敞开空气中进行冷却，因为其速率难以控制并且在许多情形中这可导致零件的温度过低，从而需要再加热到第二平台温度。因为所述原因，应当避免这种加热，并且对于实施本发明，在炉内冷却是有利的方案。另外，通过从炉取出零件在空气中进行冷却需要在高温下处理该零件，这难以实现。

优选相继进行第一平台4和第二平台6。

“相继”是指通过在冷却5期间逐渐将温度从第一平台4降低过渡到第二平台6来实现从第一平台4到第二处理平台6的过渡，而不进行维持小于或大于第一平台4温度的中间温度。

优选相继进行两个平台，并因此逐渐冷却而使它们分开，以避免在中间平台期间初生α相的分布发生变化(这可能不利于维持良好的机械性能)。

在第二平台6之后进行冷却7，以优选每分钟5℃-150℃的速率降至室温。例如这是在从处理炉取出零件后在空气中进行的冷却。

第二平台后的冷却速率优选小于每分钟150℃以避免在零件的表面和核心之间过于不一致的硬化并且避免在冷却期间发生破裂(表面裂纹)的风险。

优选每分钟至少5℃的速率以预期对后续回火处理(其间发生析出硬化)产生均匀响应。

第三平台9是通常为这种类型的合金实施的所谓时效平台，其目的是通过α相的析出来硬化合金。

维持钛合金处于第三平台9温度6-10小时，优选约8小时。图4中显示了在该第三平台9之后获得的显微组织。

在根据本发明的热处理结束时，合金Ti 5-5-5-3的机械性能是各向同性的，并且与利用常规热处理获得的Ti 5-5-5-3合金零件的机械性能相比得到改善。通过根据本发明的热处理，Ti 5-5-5-3零件的拉伸强度和延展性能够显著地得到改善。对所测试的零件，实际上获得大于1290MPa的Rm值，大于5％的伸长率值“A”和大于15％的收缩值“Z”。

作为对比，在常规处理后，对于相同的零件，获得1230MPa-1360MPa的高度分散的Rm值。伸长率值也是高度分散的，为0.7-6.8％。利用根据本发明的处理，可获得高的Rm值和分散较小的Rm值(为1260-1300MPa)，以及高且分散较小的伸长率值(为5-7.5％)。通常，利用根据本发明的处理，可确保1260MPa的Rm最小值和5％的A，而常规处理不能确保这些最小值。

对于大零件即厚度或直径大于100mm的零件，本发明的效果特别显著。

一旦合金根据本发明进行处理，则继续进行本领域中的常规精加工操作以获得最终零件。

Claims (7)

1.Ti 5-5-5-3型钛合金的热处理方法，该Ti 5-5-5-3型钛合金具有以重量百分数计的如下组成：

-4.4-5.7％铝，

-4.0-5.5％钒，

-0.30-0.50％铁，

-4.0-5.5％钼，

-2.5-3.5％铬，

-0.08-0.18％氧，

-痕量至0.10％的碳，

-痕量至0.05％的氮，

-痕量至0.30％的锆，

-痕量至0.15％的硅，

其余百分数是钛和由加工产生的杂质，该方法的特征在于进行所述合金的热处理，该热处理包括按如下方式分布的多个步骤和热平台：

-将钛合金加热到810-840℃且低于该合金的β-转变温度的第一热平台温度；

-维持该钛合金处于第一平台温度1-3小时；

-在没有任何中间加热的情况下将该钛合金冷却至760℃-800℃的第二平台温度；

-维持该钛合金处于第二平台温度2-5小时；

-将该钛合金冷却至室温；

-将该钛合金加热到540℃-650℃的第三平台温度；

-维持该钛合金处于第三平台温度4-20小时，并然后将其冷却至室温。

2.根据权利要求1的方法，其特征在于确定第一平台和第二平台的温度和持续时间以便在第一平台结束时获得2-5％的α相的量和在第二平台结束时获得10-15％的球型初生α相的量。

3.根据权利要求1或2中任一项的方法，其特征在于在β-转变温度减去20℃与β-转变温度减去30℃之间的温度下实施第一平台，以及在770-790℃的温度下实施第二平台。

4.根据前述权利要求中任一项的方法，其特征在于相继实施第一平台和第二平台。

5.根据前述权利要求中任一项的方法，其特征在于第一平台和第二平台之间的冷却速率为每分钟1.5℃-5℃，在第二平台结束时以每分钟5℃-150℃的速率实施冷却降至室温。

6.根据前述权利要求中任一项的方法，其特征在于维持钛合金处于第三平台温度6-10小时，优选约8小时。

7.一种Ti 5-5-5-3合金的零件，其特征在于，它是由通过根据权利要求1-6中任一项的热处理方法得到的半成品获得。

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