CN109321855A - 一种获取亚稳β钛合金双态组织的机械热处理方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种获取亚稳β钛合金双态组织的机械热处理方法,其步骤为:测定亚稳β钛合金的相转变温度Tβ;合金高温均匀化处理,冷却方式为炉冷;合金铸锭开坯与前期墩拔过程在β单相区进行,剩余墩拔过程在Tβ以下并接近Tβ的温度下进行,每火次结束后均进行短时再结晶退火处理;变形合金进行两相区热处理。本发明选择在β单相区以及Tβ以下并接近Tβ温度下进行热变形,变形抗力显著减小,锻造缺陷得到有效控制;合金β单相区变形抗力低,变形量能得到有效控制,组织均匀性得到保障;整个机械热处理方法,操作简便,加工效率高,能源损耗低,组织力学性能得到显著提升。
Description
技术领域
本发明涉及亚稳β钛合金机械热处理技术,具体涉及一种简单、有效的获取亚稳β钛合金双态组织的方法,属于钛合金材料加工领域。
背景技术
亚稳β钛合金具有高比强、高比刚、耐腐蚀以及无磁性等多种优异性能,是实现关键构件轻量化、进一步大幅减重,可替代高强钢的唯一候选材料,现已成为新一代航空航天飞机的主流结构材料(如波音777的起落架主梁和空客A380的起落架支柱就大量使用了亚稳β钛合金)。此外,亚稳β钛合金还广泛应用于海洋船舶、医疗器械、石油化工等领域。
亚稳β钛合金最常见的显微组织是β退火组织,可通过β相区热变形、β相区再结晶退火获得。该组织的一个重要特征是沿β/β晶界析出晶界α相(GBα),呈现连续、笔直的形貌,若β晶粒较粗大,合金的塑性将显著降低,严重影响合金的使用寿命。为了削弱连续GBα相的不利影响,实现钛合金强-塑性的良好结合,现有机械热处理技术的热变形与再结晶退火均在两相区进行(《Titanium(2nd edition)》Gerd Lütjering,James C. Williams),获得的组织称为双态组织。在两相区变形过程中,片状或条状的初生α相被破碎,呈现球状或短棒状,并有效限制β晶粒的快速长大。然而由于亚稳β钛合金相变点较低,因此两相区变形温度也相对较低,导致合金变形抗力激增,每火次的变形量很可能小于等于临界变形量,部分晶粒显著长大,组织不均匀性增加;此外,由于合金在两相区变形困难,易引发锻造裂纹的萌生与扩展,加工效率低下,能源损耗巨大。
发明内容
本发明的目的是提供一种简单、有效的获取亚稳β钛合金双态组织的机械热处理方法,以解决现有机械热处理技术加工困难等问题。
本发明的技术方案:一种获取亚稳β钛合金双态组织的机械热处理方法,包括如下步骤:
步骤一:合金相转变温度的测定:估算出亚稳β钛合金相转变温度T估,通过金相法精确测定相转变温度Tβ;
步骤二:合金高温均匀化处理:将亚稳β钛合金铸锭置于热处理炉内,加热至Tβ+(250~300)℃,保温12h以上后随炉冷却至室温;
步骤三:合金热变形与短时再结晶退火:亚稳β钛合金铸锭首先开坯锻造,随着热变形的继续进行,铸锭的变形温度逐火次降低,但不低于Tβ+100℃,每火次的变形量控制在30~50%范围内;随后,合金进行总共4~6火次的墩拔锻造,前3火次的变形温度为Tβ+(30~50)℃,剩余火次的变形温度为Tβ-(10~20)℃,每火次保温时间均相同,每火次的变形量控制在20~30%范围内;每火次变形完成后,均进行短时再结晶退火处理,加热温度为Tβ-(10~20)℃,保温时间为5~10min,冷却方式为空冷;
步骤四:合金热处理:将步骤三制得的锻件置于热处理炉内,进行两相区热处理,即固溶处理+时效热处理或单独进行固溶处理,固溶处理温度为Tβ-(30~50)℃,保温时间为0.5~1h;时效处理温度为400~600℃,保温时间不少于8h,固溶处理和时效处理的冷却方式均为空冷。
步骤一中,T估通过公式T估=885℃+∑i元素重量百分比×i元素对Tβ的影响估算,其中,i表示合金中某一元素。
步骤一中,Tβ通过如下步骤测得:在T估±10℃、T估±20℃、T估±30℃、T估±40℃、T估±50℃这10个温度下,由低到高,保温0.5~1小时,保温完成后进行水淬处理,并记录相应温度下的显微组织,当组织中只有β相存在时的第一个淬火温度即为相转变温度Tβ。
步骤二中,以10℃/s的升温速率加热至Tβ+(250~300)℃,保温12h以上后随炉冷却至室温。
步骤三中,亚稳β钛合金铸锭首先在Tβ+(200~250)℃保温一定时间后进行3火次的铸锭开坯锻造,保温时间随铸锭尺寸和重量增加而延长。
步骤三中,墩拔锻造时每火次保温时间随铸锭尺寸和重量增加而延长。
步骤四中,固溶处理和时效处理的升温速率均不大于5℃/min。
本发明与现有技术相比,具有以下优点:(1)选择在β单相区以及Tβ以下并接近Tβ温度下进行热变形,变形抗力显著减小,锻造缺陷得到有效控制;(2)获得条状或片状初生α相的工艺操作简单可行,保证了双态组织的获得;(3)合金β单相区变形抗力低,变形量能得到有效控制,组织均匀性得到保障;(4)整个机械热处理方法,操作简便,加工效率高,能源损耗低;(5)能成功获得双态组织,组织力学性能得到显著提升。
附图说明
图1为实施例1中高温均匀化处理后获得的显微组织。
图2为实施例1中固溶+时效处理后获得的双态组织。
图3为实施例2中固溶+时效处理后获得的双态组织。
图4为实施例3中固溶处理后获得的双态组织。
图5为实施例4中固溶处理后获得的双态组织。
图6为实施例5中固溶处理后获得的双态组织。
图7为实施例6中固溶处理后获得的双态组织。
图8为实施例7中固溶处理后获得的双态组织。
图9为实施例8中固溶处理后获得的双态组织。
图10为获取亚稳β钛合金双态组织的机械热处理方法示意图。
具体实施方式
本发明设计的获取亚稳β钛合金双态组织的机械热处理方法的设计理念是:为减小亚稳β钛合金的变形抗力,本发明避开了α+β两相区,将大部分墩拔变形过程置于β单相区下部进行,且最后几次墩拔过程在Tβ以下并接近Tβ的温度下进行。值得注意的是,由于在β相区开坯和墩拔,并无条状或片状的初生α相产生,于是本发明对变形前的高温均匀化处理工艺进行微调,冷却方式由空冷或水冷改为炉冷,使得亚稳β钛合金在非常缓慢的冷速下发生β→α+β相变,析出条状或片状的初生α相,从而保证了双态组织的获得。
下面结合不同成分的亚稳β钛合金对本发明做进一步说明与验证。
本发明获取亚稳β钛合金双态组织的机械热处理方法的过程如图10所示。
实施例1:
步骤一:合金相转变温度的测定。选择的亚稳β钛合金为Ti-55531,其名义成分为Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr(wt.%),通过计算法和金相法,确定该合金的相转变温度Tβ≈803℃。
步骤二:合金高温均匀化处理。将150g该合金铸锭置于热处理炉内,以10℃/s的升温速率加热至1100℃,保温12h后随炉冷却至室温。
步骤三:合金热变形与短时再结晶退火。该合金铸锭首先在1050℃保温5min后进行3火次的铸锭开坯锻造,随着热变形的继续进行,铸锭的变形温度可逐火次降低,但不低于903℃,每火次的变形量控制在30~50%范围内。随后,合金进行总共5火次的墩拔锻造,前3火次的变形温度为850℃,最后2火次的变形温度为790℃,每火次保温时间均为10min,每火次的变形量控制在20~30%范围内,每火次变形完成后,均进行短时再结晶退火处理,加热温度为790℃,保温时间为5min,冷却方式为空冷。最终获得Φ12×150mm圆棒。
步骤四:合金热处理。将锻造圆棒置于热处理炉内,进行固溶+时效热处理。固溶温度为760℃,保温时间为1h;时效温度为500℃,保温时间为10h。固溶+时效处理的升温速率均为5℃/min,冷却方式均为空冷。
本发明通过步骤二,成功获取了条状或片状的初生α相,为双态组织的获得提供保障(图1)。通过组织观察与性能测试,最终组织被确定为双态组织(图2),且合金的抗拉强度为1419MPa,延伸率为10.3%,实现了强-塑性的良好结合。
实施例2:
步骤一:合金相转变温度的测定。选择的亚稳β钛合金为Ti-1023,其名义成分为Ti-10V-2Fe-3Al(wt.%),通过计算法和金相法,确定该合金的相转变温度Tβ≈805℃。
步骤二:合金高温均匀化处理。将150g该合金铸锭置于热处理炉内,以10℃/s的升温速率加热至1100℃,保温12h后随炉冷却至室温。
步骤三:合金热变形与短时再结晶退火。该合金铸锭首先在1050℃保温5min后进行3火次的铸锭开坯锻造,随着热变形的继续进行,铸锭的变形温度可逐火次降低,但不低于905℃,每火次的变形量控制在30~50%范围内。随后,合金进行总共5火次的墩拔锻造,前3火次的变形温度为850℃,最后2火次的变形温度为790℃,每火次保温时间均为10min,每火次的变形量控制在20~30%范围内,每火次变形完成后,均进行短时再结晶退火处理,加热温度为790℃,保温时间为10min,冷却方式为空冷。最终获得Φ12×150mm圆棒。
步骤四:合金热处理。将锻造圆棒置于热处理炉内,进行固溶+时效热处理。固溶温度为760℃,保温时间为1h;时效温度为500℃,保温时间为10h。固溶+时效处理的升温速率均为5℃/min,冷却方式均为空冷。
本发明通过组织观察与性能测试,最终组织被确定为双态组织(图3),且合金的抗拉强度为1420MPa,延伸率为11 %,实现了强-塑性的良好结合。
实施例3:
步骤一:合金相转变温度的测定。选择的亚稳β钛合金为Ti-7333,其名义成分为Ti-7Mo–3Nb–3Cr–3Al(wt.%),通过计算法和金相法,确定该合金的相转变温度Tβ≈850℃。
步骤二:合金高温均匀化处理。将150g该合金铸锭置于热处理炉内,以10℃/s的升温速率加热至1150℃,保温15h后随炉冷却至室温。
步骤三:合金热变形与短时再结晶退火。该合金铸锭首先在1050℃保温5min后进行3火次的铸锭开坯锻造,随着热变形的继续进行,铸锭的变形温度可逐火次降低,但不低于950℃,每火次的变形量控制在30~50%范围内。随后,合金进行总共5火次的墩拔锻造,前3火次的变形温度为900℃,最后2火次的变形温度为830℃,每火次保温时间均为10min,每火次的变形量控制在20~30%范围内,每火次变形完成后,均进行短时再结晶退火处理,加热温度为840℃,保温时间为5min,冷却方式为空冷。最终获得Φ12×150mm圆棒。
步骤四:合金热处理。将锻造圆棒置于热处理炉内,进行固溶处理。固溶温度为800℃,保温时间为1h,升温速率为5℃/min,冷却方式为空冷。
本发明通过组织观察,最终组织被确定为双态组织(图4)。
实施例4:
步骤一:合金相转变温度的测定。选择的亚稳β钛合金为Ti-5553,其名义成分为Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr(wt.%),通过计算法和金相法,确定该合金的相转变温度Tβ≈845℃。
步骤二:合金高温均匀化处理。将150g该合金铸锭置于热处理炉内,以10℃/s的升温速率加热至1095℃,保温12h后随炉冷却至室温。
步骤三:合金热变形与短时再结晶退火。该合金铸锭首先在1095℃保温5min后进行3火次的铸锭开坯锻造,随着热变形的继续进行,铸锭的变形温度可逐火次降低,但不低于945℃,每火次的变形量控制在30~50%范围内。随后,合金进行总共6火次的墩拔锻造,前3火次的变形温度为875℃,最后3火次的变形温度为835℃,每火次保温时间均为10min,每火次的变形量控制在20~30%范围内,每火次变形完成后,均进行短时再结晶退火处理,加热温度为825℃,保温时间为10min,冷却方式为空冷。最终获得Φ12×150mm圆棒。
步骤四:合金热处理。将锻造圆棒置于热处理炉内,进行固溶处理。固溶温度为815℃,保温时间为0.5h,升温速率为5℃/min,冷却方式为空冷。
本发明通过组织观察,最终组织被确定为双态组织(图5)。
实施例5:
步骤一:合金相转变温度的测定。选择的亚稳β钛合金为Ti-15-3,其名义成分为Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al(wt.%),通过计算法和金相法,确定该合金的相转变温度Tβ≈750℃。
步骤二:合金高温均匀化处理。将150g该合金铸锭置于热处理炉内,以10℃/s的升温速率加热至1000℃,保温12h后随炉冷却至室温。
步骤三:合金热变形与短时再结晶退火。该合金铸锭首先在1000℃保温5min后进行3火次的铸锭开坯锻造,随着热变形的继续进行,铸锭的变形温度可逐火次降低,但不低于850℃,每火次的变形量控制在30~50%范围内。随后,合金进行总共4火次的墩拔锻造,前2火次的变形温度为800℃,最后2火次的变形温度为740℃,每火次保温时间均为10min,每火次的变形量控制在20~30%范围内,每火次变形完成后,均进行短时再结晶退火处理,加热温度为740℃,保温时间为10min,冷却方式为空冷。最终获得Φ12×150mm圆棒。
步骤四:合金热处理。将锻造圆棒置于热处理炉内,进行固溶处理。固溶温度为720℃,保温时间为1h,升温速率为5℃/min,冷却方式为空冷。
本发明通过组织观察,最终组织被确定为双态组织(图6)。
实施例6:
步骤一:合金相转变温度的测定。选择的亚稳β钛合金为Beta-21S,其名义成分为Ti-15Mo-2.7Nb-3Al-0.2Si(wt.%),通过计算法和金相法,确定该合金的相转变温度Tβ≈830℃。
步骤二:合金高温均匀化处理。将150g该合金铸锭置于热处理炉内,以10℃/s的升温速率加热至1130℃,保温15h后随炉冷却至室温。
步骤三:合金热变形与短时再结晶退火。该合金铸锭首先在1030℃保温5min后进行3火次的铸锭开坯锻造,随着热变形的继续进行,铸锭的变形温度可逐火次降低,但不低于930℃,每火次的变形量控制在30~50%范围内。随后,合金进行总共6火次的墩拔锻造,前3火次的变形温度为880℃,最后3火次的变形温度为820℃,每火次保温时间均为10min,每火次的变形量控制在20~30%范围内,每火次变形完成后,均进行短时再结晶退火处理,加热温度为810℃,保温时间为5min,冷却方式为空冷。最终获得Φ12×150mm圆棒。
步骤四:合金热处理。将锻造圆棒置于热处理炉内,进行固溶处理。固溶温度为800℃,保温时间为0.5h,升温速率为5℃/min,冷却方式为空冷。
本发明通过组织观察,最终组织被确定为双态组织(图7)。
实施例7:
步骤一:合金相转变温度的测定。选择的亚稳β钛合金为Ti-1300,其名义成分为Ti-5Al-4Mo-4V-4Cr-3Zr(wt.%),通过计算法和金相法,确定该合金的相转变温度Tβ≈860℃。
步骤二:合金高温均匀化处理。将150g该合金铸锭置于热处理炉内,以10℃/s的升温速率加热至1160℃,保温15h后随炉冷却至室温。
步骤三:合金热变形与短时再结晶退火。该合金铸锭首先在1080℃保温5min后进行3火次的铸锭开坯锻造,随着热变形的继续进行,铸锭的变形温度可逐火次降低,但不低于960℃,每火次的变形量控制在30~50%范围内。随后,合金进行总共5火次的墩拔锻造,前3火次的变形温度为900℃,最后2火次的变形温度为845℃,每火次保温时间均为10min,每火次的变形量控制在20~30%范围内,每火次变形完成后,均进行短时再结晶退火处理,加热温度为840℃,保温时间为8min,冷却方式为空冷。最终获得Φ12×150mm圆棒。
步骤四:合金热处理。将锻造圆棒置于热处理炉内,进行固溶处理。固溶温度为815℃,保温时间为1h,升温速率为5℃/min,冷却方式为空冷。
本发明通过组织观察,最终组织被确定为双态组织(图8)。
实施例8:
步骤一:合金相转变温度的测定。选择的亚稳β钛合金为BT22,其名义成分为Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe(wt.%),通过计算法和金相法,确定该合金的相转变温度Tβ≈865℃。
步骤二:合金高温均匀化处理。将150g该合金铸锭置于热处理炉内,以10℃/s的升温速率加热至1125℃,保温12h后随炉冷却至室温。
步骤三:合金热变形与短时再结晶退火。该合金铸锭首先在1100℃保温5min后进行3火次的铸锭开坯锻造,随着热变形的继续进行,铸锭的变形温度可逐火次降低,但不低于965℃,每火次的变形量控制在30~50%范围内。随后,合金进行总共6火次的墩拔锻造,前3火次的变形温度为905℃,最后3火次的变形温度为850℃,每火次保温时间均为10min,每火次的变形量控制在20~30%范围内,每火次变形完成后,均进行短时再结晶退火处理,加热温度为855℃,保温时间为6min,冷却方式为空冷。最终获得Φ12×150mm圆棒。
步骤四:合金热处理。将锻造圆棒置于热处理炉内,进行固溶处理。固溶温度为820℃,保温时间为1h,升温速率为5℃/min,冷却方式为空冷。
本发明通过组织观察,最终组织被确定为双态组织(图9)。
Claims (10)
1.一种获取亚稳β钛合金双态组织的机械热处理方法,其特征在于,包括如下步骤:
步骤一:通过金相法精确测定亚稳β钛合金相转变温度Tβ;
步骤二:将亚稳β钛合金铸锭置于热处理炉内,加热至Tβ+(250~300)℃,保温12h以上后随炉冷却至室温;
步骤三:亚稳β钛合金铸锭首先开坯锻造,随着热变形的继续进行,铸锭的变形温度逐火次降低,但不低于Tβ+100℃,每火次的变形量控制在30~50%范围内;随后,合金进行总共4~6火次的墩拔锻造,前3火次的变形温度为Tβ+(30~50)℃,剩余火次的变形温度为Tβ-(10~20)℃,每火次保温时间均相同,每火次的变形量控制在20~30%范围内;每火次变形完成后,均进行短时再结晶退火处理,加热温度为Tβ-(10~20)℃,保温时间为5~10min,冷却方式为空冷;
步骤四:将步骤三制得的锻件置于热处理炉内,进行两相区热处理。
2.如权利要求1所述的方法,其特征在于,步骤一中,Tβ通过如下步骤测得:在T估±10℃、T估±20℃、T估±30℃、T估±40℃、T估±50℃这10个温度下,由低到高,保温0.5~1小时,保温完成后进行水淬处理,并记录相应温度下的显微组织,当组织中只有β相存在时的第一个淬火温度即为相转变温度Tβ,其中,亚稳β钛合金相转变温度T估通过公式T估=885℃+∑i元素重量百分比×i元素对Tβ的影响进行估算,i表示合金中某一元素。
3.如权利要求1所述的方法,其特征在于,步骤二中,以10℃/s的升温速率加热至Tβ+(250~300)℃,保温12h以上后随炉冷却至室温。
4.如权利要求1所述的方法,其特征在于,步骤三中,亚稳β钛合金铸锭首先在Tβ+(200~250)℃保温一段时间后进行3火次的铸锭开坯锻造。
5.如权利要求1所述的方法,其特征在于,步骤四中,两相区热处理为固溶处理+时效热处理。
6.如权利要求1所述的方法,其特征在于,步骤四中,两相区热处理为固溶处理。
7.如权利要求5或6所述的方法,其特征在于,固溶处理温度为Tβ-(30~50)℃,保温时间为0.5~1h,固溶处理的升温速率不大于5℃/min。
8.如权利要求5-7任一所述的方法,其特征在于,固溶处理的冷却方式为空冷。
9.如权利要求5所述的方法,其特征在于,时效处理温度为400~600℃,保温时间不少于8h;时效处理的升温速率不大于5℃/min。
10.如权利要求5或9所述的方法,其特征在于,时效处理的冷却方式为空冷。
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