CN111647835A - 一种改善β型钛合金机械热处理的方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种改善β型钛合金机械热处理的方法,属于钛合金材料制备领域,其步骤为:将相变点为Tβ→α的β型钛合金铸锭进行高温热处理;合金铸锭在多个变形温度下进行多火次的锻造加工;所获锻件先后进行一级退火处理和三级时效处理。本发明中热加工工艺简易,所获锻件缺陷少,成品率和加工效率高,能源损耗低,能有效获取等轴初生α相,合金组织均匀性好,可确保合金获得良好的强塑性匹配。
Description
技术领域
本发明涉及β型钛合金机械热处理技术,具体涉及一种改善β型钛合金机械热处理的方法,属于钛合金材料制备领域。
背景技术
随着航空航天、武器装备等领域向轻量化、高性能、长寿命、高可靠性等方向发展,研发和使用强度高、密度低的结构材料是必然趋势。β型钛合金作为近年来发展最快的新型轻质结构材料之一,与传统钛合金(如TC4)相比,具有最高的室温比强度和优异的抗疲劳性能,是实现结构件进一步减重、替代高强钢的优质候选材料。美国首次将B-120VACβ型钛合金大量应用于SR-71侦察机上,实现了大幅减重,提升了飞机机动性,扩大了作战范围。
尽管β型钛合金优势明显,但在热加工和热处理等方面面临诸多挑战。由于β型钛合金含有大量β稳定元素,合金的相变点Tβ→α很低(一般在800℃附近,甚至更低),变形抗力巨大。因此,为降低变形抗力,β型钛合金被推荐在相变点Tβ→α以上进行热加工,所获组织被称为β退火组织。然而,该组织往往较粗大,时效热处理后,晶界附近极易形成PFZ区,严重损害了合金塑性和断裂韧性。为消除上述缺陷,获得良好的强-塑性匹配,β型钛合金必须在相变点Tβ→α以下进行热加工,形成的等轴初生α相能有效钉扎β晶界,抑制晶粒快速长大,使合金维持良好的塑性。然而,对于相变点Tβ→α非常低的β型钛合金,在该点以下加工时,由于合金的变形抗力激增,将导致晶粒破碎非常困难,且极易产生微观和宏观锻造缺陷,成品率不高,能耗巨大。此外,由于β型钛合金元素种类繁杂,各元素扩散热力学和动力学存在明显差异,合金熔炼困难,成分和组织均匀性得不到保障,严重制约了后续热处理调控的顺利进行,从而影响合金最终的力学性能。
发明内容
本发明的目的是提供改善β型钛合金机械热处理的方法,以解决现有β型钛合金热加工和热处理面临的问题。
本发明的技术方案:一种改善β型钛合金机械热处理的方法,包括如下步骤:
步骤一:将相变点为Tβ→α的β型钛合金铸锭进行高温热处理,具体工艺为:(Tβ→α+350)℃/8h/FC,其中FC表示炉冷;
步骤二:继续在(Tβ→α+150)℃温度下进行2火次的锻造,随后在(Tβ→α+80)℃温度下进行3火次的锻造,最后在(Tβ→α+20)℃温度下进行4火次的锻造,每火次锻造完成后,均在(Tβ→α-20)℃温度下进行5min的退火处理;
步骤三:将步骤二制得的锻件依次进行一级退火处理和三级时效处理,其中一级退火处理工艺为:(Tβ→α-30)℃/1h/AC,三级时效处理工艺为:(300-400)℃/2h/AC+(550-650)℃/10min/WQ+(450-550)℃/2h/AC。
本发明与现有技术相比,具有以下优点:(1)能显著降低合金的变形抗力,可有效获取等轴α相,且微观和宏观锻造缺陷得到有效控制,成品率高;(2)整个机械热处理方法操作简便,加工效率高,能源损耗低;(3)合金组织(包括等轴初生α相、α析出相和β基体相)均匀性得到显著提升;(4)可确保合金获得良好的强塑性匹配。
附图说明
图1为实施例1中获得的SEM显微组织。
图2为对比例1中获得的SEM显微组织。
图3为对比例2中获得的SEM显微组织。
图4为实施例2中获得的SEM显微组织。
图5为实施例3中获得的SEM显微组织。
图6为实施例4中获得的SEM显微组织。
图7为实施例5中获得的SEM显微组织。
图8为实施例6中获得的SEM显微组织。
图9为实施例7中获得的SEM显微组织。
图10为实施例8中获得的SEM显微组织。
具体实施方式
本发明所述的改善β型钛合金机械热处理的方法的构思是:为弥补传统β退火组织塑性较差的缺陷,可考虑引入等轴初生α相,有效钉扎β晶界。一方面可减小晶粒尺寸,另一方面还能削弱PFZ区的不利影响。鉴于β型钛合金相变点很低,在该点以下加工时,变形抗力激增,因此本发明前两次热加工在高于相变点较多的温度下进行,以充分破碎晶粒,最后一次热加工在略微高于相变点的温度下开展。由于锻造过程并不是等温的,因此在最后一次热加工中,铸锭将经历多火次的跨相区变形,此时,不仅变形抗力不高,又能有效获得均匀分布的等轴初生α相。此外,借助三级时效处理,还能获得细小、均匀的析出相,组织均匀性得到有效保障。
下面结合不同成分的β型钛合金对本发明做进一步说明与验证。
实施例1:
步骤一:将相变点Tβ→α≈745℃的Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al(wt.%)β型钛合金铸锭进行1095℃/8h/FC的高温热处理。
步骤二:继续在895℃温度下进行2火次的锻造,随后在825℃温度下进行3火次的锻造,最后在765℃温度下进行4火次的锻造,每火次锻造完成后,均在725℃温度下进行5min的退火处理。
步骤三:将步骤二制得的锻件依次进行一级退火处理和三级时效处理,其中一级退火处理工艺为:715℃/1h/AC,三级时效处理工艺为:400℃/2h/AC+550℃/10min/WQ+500℃/2h/AC。
本发明成功获取了等轴初生α相,经过一级退火和三级时效热处理后,该合金晶粒细小,组织均匀,结果如图1。同时,所获组织的室温拉伸性能优异:屈服强度~1356MPa,抗拉强度~1433MPa,延伸率~10.0%。
对比例1:
步骤一:将相变点Tβ→α≈745℃的Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al(wt.%)β型钛合金铸锭进行1095℃/8h/AC的高温热处理,其中,AC表示空冷。
步骤二和步骤三同实施例1。
所获组织明显差于实施例1中的组织,结果如图2。
对比例2:
步骤一:将相变点Tβ→α≈745℃的Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al(wt.%)β型钛合金铸锭进行1095℃/8h/WQ的高温热处理,其中,WQ表示水冷。
步骤二和步骤三同实施例1。
所获组织与对比例1所获组织类似,明显差于实施例1中的组织。
对比例3:
步骤一和步骤二同实施例1。
步骤三:将步骤二制得的锻件依次进行一级退火处理和一级时效处理,其中一级退火处理工艺为:715℃/1h/AC,一级时效处理工艺为:500℃/2h/AC。
所获组织明显差于实施例1中的组织,结果如图3。
实施例2:
步骤一:将相变点Tβ→α≈800℃的Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr(wt.%)β型钛合金铸锭进行1150℃/8h/FC的高温热处理。
步骤二:继续在950℃温度下进行2火次的锻造,随后在880℃温度下进行3火次的锻造,最后在820℃温度下进行4火次的锻造,每火次锻造完成后,均在780℃温度下进行5min的退火处理。
步骤三:将步骤二制得的锻件依次进行一级退火处理和三级时效处理,其中一级退火处理工艺为:770℃/1h/AC,三级时效处理工艺为:320℃/2h/AC+600℃/10min/WQ+520℃/2h/AC。
本发明成功获取了等轴初生α相,经过一级退火和三级时效热处理后,该合金晶粒细小,组织均匀,结果如图4。同时,所获组织的室温拉伸性能优异:屈服强度~1327MPa,抗拉强度~1395MPa,延伸率~11.5%。
实施例3:
步骤一:将相变点Tβ→α≈805℃的Ti-10V-2Fe-3Al(wt.%)β型钛合金铸锭进行1155℃/8h/FC的高温热处理。
步骤二:继续在955℃温度下进行2火次的锻造,随后在885℃温度下进行3火次的锻造,最后在825℃温度下进行4火次的锻造,每火次锻造完成后,均在785℃温度下进行5min的退火处理。
步骤三:将步骤二制得的锻件依次进行一级退火处理和三级时效处理,其中一级退火处理工艺为:775℃/1h/AC,三级时效处理工艺为:300℃/2h/AC+650℃/10min/WQ+450℃/2h/AC。
本发明成功获取了等轴初生α相,经过一级退火和三级时效热处理后,该合金晶粒细小,组织均匀,结果如图5。
实施例4:
步骤一:将相变点Tβ→α≈807℃的Ti-15Mo-2.6Nb-3Al-0.2Si(wt.%)β型钛合金铸锭进行1157℃/8h/FC的高温热处理。
步骤二:继续在957℃温度下进行2火次的锻造,随后在887℃温度下进行3火次的锻造,最后在827℃温度下进行4火次的锻造,每火次锻造完成后,均在787℃温度下进行5min的退火处理。
步骤三:将步骤二制得的锻件依次进行一级退火处理和三级时效处理,其中一级退火处理工艺为:777℃/1h/AC,三级时效处理工艺为:360℃/2h/AC+600℃/10min/WQ+550℃/2h/AC。
本发明成功获取了等轴初生α相,经过一级退火和三级时效热处理后,该合金晶粒细小,组织均匀,结果如图6。
实施例5:
步骤一:将相变点Tβ→α≈795℃的Ti-4.5Fe-6.8Mo-1.5Al(wt.%)β型钛合金铸锭进行1145℃/8h/FC的高温热处理。
步骤二:继续在945℃温度下进行2火次的锻造,随后在875℃温度下进行3火次的锻造,最后在815℃温度下进行4火次的锻造,每火次锻造完成后,均在775℃温度下进行5min的退火处理。
步骤三:将步骤二制得的锻件依次进行一级退火处理和三级时效处理,其中一级退火处理工艺为:765℃/1h/AC,三级时效处理工艺为:400℃/2h/AC+620℃/10min/WQ+450℃/2h/AC。
本发明成功获取了等轴初生α相,经过一级退火和三级时效热处理后,该合金晶粒细小,组织均匀,结果如图7。
实施例6:
步骤一:将相变点Tβ→α≈730℃的Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr(wt.%)β型钛合金铸锭进行1080℃/8h/FC的高温热处理。
步骤二:继续在880℃温度下进行2火次的锻造,随后在810℃温度下进行3火次的锻造,最后在750℃温度下进行4火次的锻造,每火次锻造完成后,均在710℃温度下进行5min的退火处理。
步骤三:将步骤二制得的锻件依次进行一级退火处理和三级时效处理,其中一级退火处理工艺为:700℃/1h/AC,三级时效处理工艺为:350℃/2h/AC+600℃/10min/WQ+460℃/2h/AC。
本发明成功获取了等轴初生α相,经过一级退火和三级时效热处理后,该合金晶粒细小,组织均匀,结果如图8。
实施例7:
步骤一:将相变点Tβ→α≈750℃的Ti-11.5Mo-6Zr-4.5Sn(wt.%)β型钛合金铸锭进行1100℃/8h/FC的高温热处理。
步骤二:继续在900℃温度下进行2火次的锻造,随后在830℃温度下进行3火次的锻造,最后在770℃温度下进行4火次的锻造,每火次锻造完成后,均在730℃温度下进行5min的退火处理。
步骤三:将步骤二制得的锻件依次进行一级退火处理和三级时效处理,其中一级退火处理工艺为:720℃/1h/AC,三级时效处理工艺为:400℃/2h/AC+630℃/10min/WQ+450℃/2h/AC。
本发明成功获取了等轴初生α相,经过一级退火和三级时效热处理后,该合金晶粒细小,组织均匀,结果如图9。
实施例8:
步骤一:将相变点Tβ→α≈775℃的Ti-8V-8Mo-2Fe-3Al(wt.%)β型钛合金铸锭进行1125℃/8h/FC的高温热处理。
步骤二:继续在925℃温度下进行2火次的锻造,随后在855℃温度下进行3火次的锻造,最后在795℃温度下进行4火次的锻造,每火次锻造完成后,均在755℃温度下进行5min的退火处理。
步骤三:将步骤二制得的锻件依次进行一级退火处理和三级时效处理,其中一级退火处理工艺为:745℃/1h/AC,三级时效处理工艺为:360℃/2h/AC+550℃/10min/WQ+450℃/2h/AC。
本发明成功获取了等轴初生α相,经过一级退火和三级时效热处理后,该合金晶粒细小,组织均匀,结果如图10。
本发明所述的改善β型钛合金机械热处理的方法中的β型钛合金不限于上述实施例中记载的合金。
Claims (4)
1.一种改善β型钛合金机械热处理的方法,其特征在于,包括如下步骤:
步骤一:将相变点为Tβ→α的β型钛合金铸锭进行高温热处理,具体工艺为:(Tβ→α+350)℃/8h/FC;
步骤二:继续在(Tβ→α+150)℃温度下进行2火次的锻造,随后在(Tβ→α+80)℃温度下进行3火次的锻造,最后在(Tβ→α+20)℃温度下进行4火次的锻造;
步骤三:将步骤二所得锻件依次进行一级退火处理和三级时效处理,其中一级退火处理工艺为:(Tβ→α-30)℃/1h/AC,三级时效处理工艺为:(300-400)℃/2h/AC+(550-650)℃/10min/WQ+(450-550)℃/2h/AC。
2.如权利要求1所述的方法,其特征在于,步骤一中,FC表示炉冷。
3.如权利要求1所述的方法,其特征在于,步骤二中,每火次锻造完成后,均在(Tβ→α-20)℃温度下进行5min的退火处理。
4.如权利要求1所述的方法,其特征在于,步骤三中,AC表示空冷,WQ表示水冷。
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PB01 | Publication | ||
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GR01 | Patent grant | ||
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