CN112680630B - 一种超高韧中强高塑tc32钛合金零件的真空热处理方法 - Google Patents
一种超高韧中强高塑tc32钛合金零件的真空热处理方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN112680630B CN112680630B CN202011402473.6A CN202011402473A CN112680630B CN 112680630 B CN112680630 B CN 112680630B CN 202011402473 A CN202011402473 A CN 202011402473A CN 112680630 B CN112680630 B CN 112680630B
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- titanium alloy
- furnace
- cooling
- heat treatment
- alloy part
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Images
Abstract
本发明属于金属材料科学技术加工领域,涉及一种超高韧中强高塑TC32钛合金零件的真空热处理方法,将TC32钛合金零件放入真空热处理炉内,真空炉内的真空压强不大于6.7×10‑2Pa;采用0.3℃/s的升温速率将TC32钛合金零件随炉升温至Tβ+10℃,保温均热时间45min~90min;保温结束后,以80℃/s~180℃/s的冷却速率随炉冷却至Tβ‑10℃,然后保温,保温均热时间为25min~35min;保温结束后,以0.001℃/s~0.1℃/s的冷却速率随炉冷却至500℃~550℃,然后保温,保温均热时间为300min~380min,出炉空冷;通过对TC32钛合金零件实施跨相区快速冷却、两相区慢速冷却的真空热处理技术,达到精确控制显微组织的目的,显著提高了TC32钛合金的综合性能,断裂韧性达到了140MPa·m1/2及以上,塑性达到了15%及以上,强度保证在850MPa及以上。
Description
技术领域
本发明属于金属材料科学技术加工领域,涉及一种超高韧中强高塑TC32钛合金零件的真空热处理方法。
背景技术
伴随着航空技术的发展,飞机结构设计思想经历了从静强度、动强度、疲劳强度到断裂强度的发展过程而不断进步,具有高断裂韧度的钛合金材料因此受到重视,推动了钛合金材料应用技术的进一步发展。随着我国新一代飞机整体性能要求的不断提高,某关键结构零部件钛合金材料的断裂韧度值设计许用值需要达到超高韧140MPa·m1/2级别,并要求具有中等强度和高塑性。目前,我国航空领域中具有高断裂韧度的钛合金材料主要是TC4-DT和TC21钛合金。TC4-DT钛合金经“准β热处理工艺(授权专利号:ZL200410090864.3)”处理后,断裂韧度实测平均值最高可达110MPa·m1/2级别。TC21钛合金经“准β锻造工艺(授权专利号:ZL01131237.8)”处理后,断裂韧度实测平均值最高达可达100MPa·m1/2级别。两者均不能满足使用要求。
TC32钛合金是北京航空材料研究院通过低成本合金化、综合强韧化等技术研制成功的一种新型低成本高综合性能钛合金(授权专利号:ZL201218001211.9),主干化学成分为Ti-5Al-3Mo-3Cr-1Zr。研究发现,由于TC32钛合金化学成分的优异性,该合金的热加工工艺窗口广,特别是强韧性匹配极为优良,在显著提高断裂韧度的同时,强度降低趋势并不明显。但当前,利用电阻炉或者燃料炉对该合金进行常规热处理,例如β热处理或者准β热处理时,断裂韧度实测平均值最高可达125MPa·m1/2级别,但塑性仅11%左右,也不能满足使用要求。这主要是由于,采用电阻炉或者燃料炉进行热处理,一方面不能精确控制不同冷却阶段的冷却速率,从而无法充分抑制脆性相晶界α相的析出,另一方面也容易导致零件基体在高温保温时吸氢和吸氧,这些均导致零件的断裂韧性和塑性无法进一步提高。因此,为了使TC32钛合金材料达到超高韧140MPa·m1/2级别,获得高塑性,并保证足够的强度,对该合金显微组织的精细控制变得更为关键,需设计出一种新的热处理方法。
发明内容
本发明的目的是针对现有技术存在的不足之处,提供一种超高韧中强高塑TC32钛合金零件的真空热处理方法,以满足我国新一代先进飞机关键结构零部件使用需求。
通过对TC32钛合金进行热处理试验研究后发现,钛合金片层组织类型具有最高的断裂韧性,因此其热处理温度应选定在TC32钛合金相转变温度值以上。但随着温度的升高和保温时间的延长,原始β晶粒会显著增大,降低塑性。晶粒长大动力学研究结果显示,TC32钛合金在Tβ+10℃长时间保温,不会造成晶粒的显著长大,从而在提高断裂韧性的同时,并不会显著降低塑性。
现有工艺得到的片层组织类型的塑性较低,除了该组织的晶粒有一定程度长大原因外,还因为片层组织中存在的平直晶界α相,特别是在三叉晶界处,更容易萌生早期微裂纹,从而使塑性下降。此外,晶界α相还会损失材料的韧性。对TC32钛合金的晶界α相析出规律研究表明,当从相变点以上以快速冷却时,能成功抑制晶界α相的析出。验证结果显示,当冷却速率大于80℃/s时,将很大程度上抑制晶界α相的析出,但当速度大于180℃/s时,零件会因快速冷却造成的内应力过大,形成微裂纹或发生变形。由此可见,为了在一定程度上抑制晶界α相的析出,跨相区冷却时,冷却速度宜选在80℃/s~180℃/s范围。
α相集束尺寸是显著影响材料断裂韧性的组织参数。集束尺寸越大,则能显著提高TC32钛合金的断裂韧性。集束的析出和发育,主要受元素扩散控制。冷却速度过快,晶内α相将以网篮编织的方式析出,造成集束尺寸过小,不利于提高TC32钛合金的断裂韧性。因此,在α相集束析出和发育阶段,降低冷却速度,将有利于提高TC32钛合金的断裂韧性。试验证实,当冷却速率低于0.1℃/s时,均有利于α相集束的充分析出和发育,但综合考虑到热处理时间成本,最低冷却速率则不能低于0.001℃/s。另外,长时间缓慢冷却,也需要极力避免零件基体吸氢和吸氧的风险,从而保障了零件的断裂韧性和塑性。
同时,对TC32钛合金集束α相析出的规律研究表明,α相集束首先沿着晶界α相处析出并快速沿晶内生长,由于跨相区快速冷却时在一定程度抑制了晶界α相处析出,两相区冷却速率转换温度值的确定将变得更加重要。通过对Tβ-50℃、Tβ-30℃、Tβ-20℃、Tβ-15℃、Tβ-10℃这五个冷却速率转换温度点的实验研究表明:温度越低,快速冷却温度跨度范围越大,在抑制晶界α相的同时,也抑制了集束α的析出和发育,得到的大多是长径比较高且编织成网篮结构的显微组织,且析出并不均匀,并不利于提高TC32钛合金的断裂韧性;而当两相区冷却速率转换温度值在Tβ-10℃以上时,即能在一定程度上抑制α相的析出,又不影响集束α的充分析出和发育。
最后,在500℃~550℃进行长时间保温,使得残余β相充分析出弥散的α相,通过弥散强化作用,使TC32钛合金保持850MPa以上的中高强度水平。
由此分析可见,为了达到对TC32钛合金零件组织的精确控制,获得超高韧性(≥140MPa·m1/2)、高塑性(≥15%),并保证足够的强度(≥850MPa),利用电阻炉或者燃料炉对该合金进行热处理,由于不能精确控制不同温度区间的冷却速率,显然不能完全满足技术要求。
本发明采用的技术方案是:
步骤一、将清洗干净的TC32钛合金零件放入真空热处理炉内,真空炉内的真空压强不大于6.7×10-2Pa;
步骤二、采用0.3℃/s的升温速率将TC32钛合金零件随炉升温至Tβ+10℃,然后保温,保温均热时间45min~90min,其中Tβ为TC32钛合金相转变温度值;
步骤三、保温结束后,以80℃/s~180℃/s的冷却速率随炉冷却至Tβ-10℃,然后保温,保温均热时间为25min~35min;
步骤四、保温结束后,以0.001℃/s~0.1℃/s的冷却速率随炉冷却至500℃~550℃,然后保温,保温均热时间为300min~380min,出炉空冷。
步骤一中所述的真空热处理炉为降温速率可控式真空热处理炉。
本发明与现有技术相比具有以下优点:
本发明利用降温速率可控式真空炉,对TC32钛合金零件实施跨相区快速冷却、两相区慢速冷却的真空热处理技术方案,达到了对其显微组织进行精细控制变目的。通过实施该技术方案,在相当程度上抑制了TC32钛合金片层组织晶界α相的析出,充分保证了集束α相析出和发育,并彻底杜绝零件因缓慢冷却吸附间隙元素O和H的风险,显著提高了TC32钛合金零件的综合力学性能,断裂韧性达到了140MPa·m1/2及以上,塑性达到了15%及以上,强度保证在850MPa及以上。
附图说明
下面结合附图和实施例对本发明作进一步详细说明。
图1为本发明技术方案的热处理流程图。
具体实施方式:
中国材料牌号为TC32的(α+β)型两相钛合金,化学成分符合“钛及钛合金牌号和化学成分(GB/T 3620.1-2016)”的要求,其主要化学元素含量(重量百分比)为:含Al量4.5%~5.5%、含Mo量2.5%~3.5%、含Cr量2.5%~3.5%、含Zr量0.5%~1.5%、含Si量0.1%~0.2%、含Fe量≤0.3%、含C量≤0.08%、含N量≤0.05%、含H量≤0.0125%、含O量≤0.2%、余量为Ti。
实施例1:某型飞机关键结构零部件热处理,该炉TC32钛合金相变点为912℃。
步骤一、将清洗干净的TC32钛合金零件放入真空热处理炉内,真空炉内的真空压强不大于6.7×10-2Pa;
步骤二、采用0.3℃/s的升温速率将TC32钛合金零件随炉升温至922℃,然后保温,保温均热时间55min;
步骤三、保温结束后,以120℃/s的冷却速率随炉冷却至902℃,然后保温,保温均热时间为30min;
步骤四、保温结束后,以0.01℃/s的冷却速率随炉冷却至520℃,然后保温,保温均热时间为360min,出炉空冷。
表1为TC32钛合金某型飞机关键结构零部件解剖件力学性能检测结果。
表1 TC32钛合金某型飞机关键结构零部件解剖件力学性能
实施例2:某型飞机关键结构零部件热处理,该炉TC32钛合金相变点为915℃。
步骤一、将清洗干净的TC32钛合金零件放入真空热处理炉内,真空炉内的真空压强不大于6.7×10-2Pa;
步骤二、采用0.3℃/s的升温速率将TC32钛合金零件随炉升温至925℃,然后保温,保温均热时间70min;
步骤三、保温结束后,以150℃/s的冷却速率随炉冷却至905℃,然后保温,保温均热时间为30min;
步骤四、保温结束后,以0.05℃/s的冷却速率随炉冷却至540℃,然后保温,保温均热时间为360min,出炉空冷。
表2为TC32钛合金某型飞机关键结构零部件解剖件力学性能检测结果。
表2 TC32钛合金某型飞机关键结构零部件解剖件力学性能
实施例3:某型飞机关键结构零部件热处理,该炉TC32钛合金相变点为910℃。
步骤一、将清洗干净的TC32钛合金零件放入真空热处理炉内,真空炉内的真空压强不大于6.7×10-2Pa;
步骤二、采用0.3℃/s的升温速率将TC32钛合金零件随炉升温至920℃,然后保温,保温均热时间60min;
步骤三、保温结束后,以80℃/s的冷却速率随炉冷却至900℃,然后保温,保温均热时间为30min;
步骤四、保温结束后,以0.001℃/s的冷却速率随炉冷却至500℃,然后保温,保温均热时间为360min,出炉空冷。
表3为TC32钛合金某型飞机关键结构零部件解剖件力学性能检测结果。
表3 TC32钛合金某型飞机关键结构零部件解剖件力学性能
实施例4:某型飞机关键结构零部件热处理,该炉TC32钛合金相变点为913℃。
步骤一、将清洗干净的TC32钛合金零件放入真空热处理炉内,真空炉内的真空压强不大于6.7×10-2Pa;
步骤二、采用0.3℃/s的升温速率将TC32钛合金零件随炉升温至923℃,然后保温,保温均热时间80min;
步骤三、保温结束后,以180℃/s的冷却速率随炉冷却至900℃,然后保温,保温均热时间为30min;
步骤四、保温结束后,以0.1℃/s的冷却速率随炉冷却至550℃,然后保温,保温均热时间为360min,出炉空冷。
表4为TC32钛合金某型飞机关键结构零部件解剖件力学性能检测结果。
表4 TC32钛合金某型飞机关键结构零部件解剖件力学性能
实施例5:某型飞机关键结构零部件热处理,该炉TC32钛合金相变点为916℃。
步骤一、将清洗干净的TC32钛合金零件放入真空热处理炉内,真空炉内的真空压强不大于6.7×10-2Pa;
步骤二、采用0.3℃/s的升温速率将TC32钛合金零件随炉升温至926℃,然后保温,保温均热时间75min;
步骤三、保温结束后,以100℃/s的冷却速率随炉冷却至906℃,然后保温,保温均热时间为30min;
步骤四、保温结束后,以0.08℃/s的冷却速率随炉冷却至550℃,然后保温,保温均热时间为360min,出炉空冷。
表5为TC32钛合金某型飞机关键结构零部件解剖件力学性能检测结果。
表5 TC32钛合金某型飞机关键结构零部件解剖件力学性能
Claims (6)
1.一种超高韧中强高塑TC32钛合金零件的真空热处理方法,其特征在于,该方法包括以下步骤:
步骤一、将清洗干净的TC32钛合金零件放入真空热处理炉内,真空炉内的真空压强不大于6.7×10-2Pa;
步骤二、将TC32钛合金零件随炉匀速升温至Tβ+10℃,然后保温,保温均热时间45min~90min,其中Tβ为TC32钛合金相转变温度值;
步骤三、保温结束后,随炉匀速冷却至Tβ-10℃,然后保温,保温均热时间为25min~35min,以80℃/s~180℃/s的冷却速率随炉冷却;
步骤四、保温结束后,随炉匀速冷却至500℃~550℃,然后保温,保温均热时间为300min~380min,出炉冷却,以0.001℃/s~0.1℃/s的冷却速率随炉冷却;
所述真空热处理工艺适用于材料牌号为TC32的(α+β)型两相钛合金,主要化学元素含量为:含Al量4.5%~5.5%、含Mo量2.5%~3.5%、含Cr量2.5%~3.5%、含Zr量0.5%~1.5%、含Si量0.1%~0.2%、含Fe量≤0.3%、含C量≤0.08%、含N量≤0.05%、含H量≤0.0125%、含O量≤0.2%、余量为Ti。
2.根据权利要求1所述的超高韧中强高塑TC32钛合金零件的真空热处理方法,其特征在于,步骤一中所述的真空热处理炉为降温速率可控式真空热处理炉。
3.根据权利要求1所述的超高韧中强高塑TC32钛合金零件的真空热处理方法,其特征在于,所述步骤二采用0.3℃/s的升温速率将TC32钛合金零件随炉升温。
4.根据权利要求1所述的超高韧中强高塑TC32钛合金零件的真空热处理方法,其特征在于,所述步骤二Tβ为经金相法测定的TC32钛合金相转变温度值。
5.根据权利要求1所述的超高韧中强高塑TC32钛合金零件的真空热处理方法,其特征在于,所述步骤四出炉冷却方式为空冷至室温。
6.根据权利要求1所述的超高韧中强高塑TC32钛合金零件的真空热处理方法,其特征在于,所述步骤一TC32钛合金零件的清洗时可采用工业乙醇或丙酮有机溶剂进行清洗。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
CN202011402473.6A CN112680630B (zh) | 2020-12-04 | 2020-12-04 | 一种超高韧中强高塑tc32钛合金零件的真空热处理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
CN202011402473.6A CN112680630B (zh) | 2020-12-04 | 2020-12-04 | 一种超高韧中强高塑tc32钛合金零件的真空热处理方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
CN112680630A CN112680630A (zh) | 2021-04-20 |
CN112680630B true CN112680630B (zh) | 2021-12-24 |
Family
ID=75445860
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
CN202011402473.6A Active CN112680630B (zh) | 2020-12-04 | 2020-12-04 | 一种超高韧中强高塑tc32钛合金零件的真空热处理方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
CN (1) | CN112680630B (zh) |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN113355559B (zh) * | 2021-08-10 | 2021-10-29 | 北京煜鼎增材制造研究院有限公司 | 一种高强高韧高损伤容限钛合金及其制备方法 |
CN114703435B (zh) * | 2022-04-11 | 2023-05-12 | 中国科学院金属研究所 | 一种Ti60合金铸件的热处理工艺 |
Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN109663832A (zh) * | 2018-12-31 | 2019-04-23 | 陕西航宇有色金属加工有限公司 | 一种tc11钛合金炮管的加工方法 |
CN111279003A (zh) * | 2017-04-25 | 2020-06-12 | 阿萎索玛集团公司 | 低温超塑性变形的钛合金系片材材料 |
CN111349815A (zh) * | 2020-04-13 | 2020-06-30 | 新疆湘润新材料科技有限公司 | 一种Ti-1300Z新型高强高韧钛合金及其制备方法 |
CN111349817A (zh) * | 2020-04-27 | 2020-06-30 | 中世钛业有限公司 | 一种钛合金钻杆、制备方法及其应用 |
CN111394616A (zh) * | 2020-04-26 | 2020-07-10 | 西安交通大学 | 一种Ti-Al-Zr-Cr系马氏体钛合金及其制备方法 |
Family Cites Families (11)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
GB1049624A (en) * | 1964-11-13 | 1966-11-30 | Birmingham Small Arms Co Ltd | Improvements in or relating to titanium alloys |
JP2005076098A (ja) * | 2003-09-02 | 2005-03-24 | Kobe Steel Ltd | 高強度α−β型チタン合金 |
CN101838785B (zh) * | 2010-06-01 | 2011-12-21 | 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 | Tc18钛合金焊接零件的焊后真空热处理工艺 |
CN101914740B (zh) * | 2010-08-20 | 2012-03-28 | 西北有色金属研究院 | 一种提高钛合金带材力学性能的热处理方法 |
CN102451862B (zh) * | 2010-12-06 | 2015-06-10 | 沈阳瀚瑞达钛业有限公司 | Tc17钛合金丝的制备工艺 |
JP5589861B2 (ja) * | 2011-01-18 | 2014-09-17 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度、低ヤング率を有するα+β型チタン合金部材およびその製造方法 |
CN107217173A (zh) * | 2017-05-27 | 2017-09-29 | 中国科学院金属研究所 | 具有高强高塑和良好断裂韧性的钛合金及其制备工艺 |
CN107475566A (zh) * | 2017-10-11 | 2017-12-15 | 宝鸡市永盛泰钛业有限公司 | 一种高温钛合金及其制备方法 |
CN110592508B (zh) * | 2019-09-12 | 2020-11-13 | 中国航发北京航空材料研究院 | 一种低成本、高性能钛合金短流程锻造工艺 |
CN111304493B (zh) * | 2020-04-21 | 2022-03-15 | 重庆金世利航空材料有限公司 | 一种超强高塑钛合金及其制备方法 |
CN111940538B (zh) * | 2020-07-24 | 2022-04-19 | 中国航发北京航空材料研究院 | 一种tc27钛合金管材冷轧方法 |
-
2020
- 2020-12-04 CN CN202011402473.6A patent/CN112680630B/zh active Active
Patent Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN111279003A (zh) * | 2017-04-25 | 2020-06-12 | 阿萎索玛集团公司 | 低温超塑性变形的钛合金系片材材料 |
CN109663832A (zh) * | 2018-12-31 | 2019-04-23 | 陕西航宇有色金属加工有限公司 | 一种tc11钛合金炮管的加工方法 |
CN111349815A (zh) * | 2020-04-13 | 2020-06-30 | 新疆湘润新材料科技有限公司 | 一种Ti-1300Z新型高强高韧钛合金及其制备方法 |
CN111394616A (zh) * | 2020-04-26 | 2020-07-10 | 西安交通大学 | 一种Ti-Al-Zr-Cr系马氏体钛合金及其制备方法 |
CN111349817A (zh) * | 2020-04-27 | 2020-06-30 | 中世钛业有限公司 | 一种钛合金钻杆、制备方法及其应用 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
CN112680630A (zh) | 2021-04-20 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
CN112680630B (zh) | 一种超高韧中强高塑tc32钛合金零件的真空热处理方法 | |
US4053330A (en) | Method for improving fatigue properties of titanium alloy articles | |
CN102586647B (zh) | 一种含铒高温钛合金及其制备工艺 | |
CN112063945B (zh) | 一种提高Ti2AlNb基合金持久和蠕变性能的热处理工艺 | |
CN113637929B (zh) | 一种镍基高温合金室温强度提升的热处理工艺 | |
CN107099764A (zh) | 一种提高钛合金锻件损伤容限性能的热处理工艺 | |
CN114395717B (zh) | 一种Co-Ni-Cr-Fe-W系高密度高塑性的高熵合金及其制备方法 | |
CN108165830B (zh) | 一种具有高塑性的镍基粉末高温合金及其制备方法 | |
CN107385369A (zh) | 一种gh4698盘锻件晶粒尺寸控制与力学性能调节的方法 | |
CN111500959A (zh) | 一种制备近α型高温钛合金层状组织结构的热加工及热处理工艺 | |
CN113604706B (zh) | 一种低密度低膨胀高熵高温合金及其制备方法 | |
CN110306139B (zh) | 一种提高tc4钛合金室温塑性的连续多步热氢处理工艺 | |
CN104928606A (zh) | 一种提高tc21钛合金室温塑性的热氢处理工艺 | |
CN111471898B (zh) | 一种低膨胀高温合金及其制备工艺 | |
CN111349815A (zh) | 一种Ti-1300Z新型高强高韧钛合金及其制备方法 | |
Yuan et al. | Hydrogen absorption characteristics and microstructural evolution of TC21 titanium alloy | |
CN116837260A (zh) | 一种大飞机机翼上壁板用耐蚀高强7系铝合金厚板及其制备方法 | |
CN108893631B (zh) | 一种高强钛合金及其制备方法 | |
CN103820621B (zh) | 一种铁基沉淀强化型高温合金的热处理工艺 | |
CN114134439B (zh) | 一种高合金化镍基粉末高温合金盘件的超塑性热处理方法 | |
Yang et al. | Research on the microstructural evolution mechanism and impact toughness of Ti-17 alloy with an initial basket-weave microstructure | |
CN110564948A (zh) | 一种抑制铁镍基合金氢致沿晶裂纹萌生与扩展的方法 | |
CN109402341A (zh) | 一种提高gh738自锁螺母锁紧性能的热处理方法 | |
CN112226649B (zh) | 一种变形高温合金及其制备方法 | |
CN111455198B (zh) | 适用于抗疲劳实验的HfNbTiZr合金试样制备方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
PB01 | Publication | ||
PB01 | Publication | ||
SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
GR01 | Patent grant | ||
GR01 | Patent grant |