CN115725916B - 一种高断裂韧性的tc18钛合金热处理方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种高断裂韧性的TC18钛合金热处理方法，采用锻态TC18钛合金为原材料，所述锻态TC18钛合金显微组织由β相和等轴α相组成，以β相为基体；包括以下步骤：第一步：单相区加热：将锻态TC18钛合金加热至Tβ+20‑250℃保温0.5h‑6h；第二步：缓冷和时效：以1‑20℃/min的冷却速度冷却至500‑600℃保温3‑8h，冷却至室温。与传统热处理工艺相比，本发明能够通过控制原始β晶粒尺寸和粗针α和细针α的宽度，使TC18钛合金在满足强度要求的基础上获得超高的断裂韧性。

Description

一种高断裂韧性的TC18钛合金热处理方法

技术领域

本发明涉及合金热处理领域，具体涉及一种TC18钛合金热处理方法。

背景技术

TC18钛合金是上世纪60年代开发的一种近β钛合金，其名义成分为Ti-5Al-5V-5Mo-1Cr-Fe，属于近β钛合金。近β钛合金是指β稳定元素含量略高于临界浓度的钛合金，该类合金从β相区快速冷却时，可以将高温β相全部保留到室温，得到亚稳定β相，时效过程中从亚稳定β相中析出细小弥散的α相使合金得到强化。在各种类型的可热处理强化的钛合金中，近β钛合金具有最高的强化效应，在退火状态下具有较高强度和良好的淬透性。这些特点使得TC18钛合金非常适合制造飞机大型承力构件。

热处理工艺对近β钛合金的性能有着重要影响。常见的近β钛合金热处理工艺为双重退火和固溶时效。其中固溶时效工艺可以大幅度提高强度水平，但断裂韧性较低；而双重退火工艺具有较佳的强韧性匹配，例如在TC18钛合金中应用双重退火工艺可在满足强度和塑性的同时将Φ100-250mm棒材的断裂韧性KIC提高至55-60MPa·m1/2。

目前钛合金热处理相关的专利文献主要集中在对固溶时效工艺和双重退火处理的精细控制上，如在一种TC18钛合金的热处理方法(CN103924180A)中通过对保温温度、时间和冷却方式的选取，调控合金的微观组织，实现良好的塑性和韧性匹配，实现断裂韧性最高仅为61MPa·m1/2。一种钛合金多重固溶时效热处理工艺(CN105908112A)也是通过精确控制钛合金多重固溶时效热处理工艺得到综合性能好的多尺度析出相混合的显微组织。在(CN101429637A)获得具有筏状初生α相的双态组织的双相钛合金热处理方法这一专利中则是控制获得由5-45％体积分数筏状初生α相与层片状β转变组织组成的双态组织，该组织得到断裂韧性也不高。这些专利中都没有提高一种综合断裂韧性性能超过70MPa·m1/2的同时抗拉强度不低于1080MPa的热处理方法。在实际应用中，断裂韧性往往需要提高至更高水平才能满足使用要求，因此提出一种高断裂韧性的近β钛合金热处理方法显的尤为重要。

发明内容

因此，本发明要解决的技术问题是，提供一种TC18钛合金热处理工艺，本发明处理后的TC18钛合金具有满足需求的材料强度，而且能够提供显著高于传统双重退火和固溶时效工艺的断裂韧性。

本发明的技术方案是，一种高断裂韧性的TC18钛合金热处理方法，

采用锻态TC18钛合金为原材料，所述锻态TC18钛合金显微组织由β相和等轴α相组成，以β相为基体；

包括以下步骤：

第一步：单相区加热

将锻态TC18钛合金加热至Tβ+20-250℃保温0.5h-6h；

第二步：缓冷和时效

以1-20℃/min的冷却速度冷却至500-600℃保温3-8h，冷却至室温；经过热处理后，形成粗针α相和细针α相构成的网篮组织。

锻态TC18的化学成分一般在热处理前是已知的，符合GBT 3620.1-2016钛及钛合金牌号和化学成分即可；显微组织是指热处理之前的原始状态。

Tβ指的是钛合金的β相变点，一般钛合金在某温度(800-1050℃)之上为全β相，之下时逐渐开始β相向α相的转变，如果Tβ是1000℃，Tβ+20℃指的是钛合金的β相变点以上20℃，即1020℃。

根据本发明的一种高断裂韧性的TC18钛合金热处理方法，优选的是，所述锻态TC18钛合金的化学成分为Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe。

根据本发明的一种高断裂韧性的TC18钛合金热处理方法，优选的是，所述锻态TC18钛合金显微组织中原始β晶粒尺寸在50μm-900μm之间。

根据本发明的一种高断裂韧性的TC18钛合金热处理方法，优选的是，所述显微组织为等轴α+转变β组织，等轴α尺寸在3-12μm之间。

所述锻态TC18样品室温下显微组织为α+β组织，是指同时存在α相和β相，两者的主要区别在于晶体结构不同，因此具有不同的性质和性能，等轴可以近似认为越圆等轴度就越高，在晶粒上不同方向拉线测量，长度越一致就越圆，等轴度就越高，转变β指的是由于温度降低，发生β转变为α但未完全发生转化的组织。

进一步地，所述锻态TC18钛合金显微组织中原始β晶粒尺寸在150-400μm之间。

进一步地，所述锻态TC18钛合金显微组织中原始β晶粒尺寸在150-250μm之间。

进一步地，根据原始坯料中原始β晶粒尺寸的不同，热处理后的断裂韧性性能会有所不同。在原始坯料β晶粒尺寸范围内时，将坯料分别加热至Tβ+25-35℃保温4-6分钟，在1080-1120℃保温9.5-11.5分钟，在1080-1120℃保温70-90分钟后水淬后可获得平均原始β晶粒尺寸分别为200±20μm、400±40μm、800±80μm的单相区组织。

分别在Tβ+25-35℃，1080-1120℃，1080-1120℃保温不同的时间后可得到后面所述的三种不同的原始β晶粒尺寸。

更优选的是，将坯料分别加热至Tβ+25-35℃保温4-6分钟，在1090-1110℃保温9.5-11.5分钟，在1090-1110℃保温70-90分钟后水淬后可获得平均原始β晶粒尺寸分别为200±20μm、400±40μm、800±80μm的单相区组织。

根据本发明的一种高断裂韧性的TC18钛合金热处理方法，优选的是，所述第二步保温后，以1-20℃/s的冷却速度冷却至室温；或者，所述第二步保温后，空冷至室温。

进一步地，所述第二步保温后，以2-10℃/s的冷却速度冷却至室温。更优选的是，3-4℃/s的冷却速度冷却至室温。

根据本发明的一种高断裂韧性的TC18钛合金热处理方法，优选的是，所述粗针α相平均长度尺寸为5.14±1.84μm，平均宽度尺寸为0.56±0.19μm；所述细针α相平均长度尺寸为462±254nm，平均宽度尺寸为125±43nm。

与现有技术相比，本发明的优点在于：

1.与传统双重退火和固溶时效热处理工艺相比，第一步热处理温度在单相区，因此初始组织对α相无含量和形貌上的要求，仅对原始β晶粒尺寸有一定要求。

2.通过控制单相区加热温度和时间获得不同的原始β晶粒尺寸，通过控制冷却速度获得不同的粗针α宽度，从而实现不同强度和断裂韧性的匹配。

3.与传统双重退火和固溶时效热处理工艺相比，从单相区缓冷时α相首先在晶界形核和生长，在冷却过程中晶界α以集束群的方式向晶内生长并转变成为沿不同方向排布的粗针α形貌，这使得裂纹扩展路径延长从而大幅度提高断裂韧性。

4.在时效过程中网篮组织内部析出次生细针α可以有效提升材料强度，从而在大幅度提高断裂韧性的基础上保证强度。

综上所述，与传统热处理工艺相比，本发明能够通过控制原始β晶粒尺寸和粗针α和细针α的宽度，使TC18钛合金在满足强度要求的基础上获得超高的断裂韧性(≥80MPa·m1/2)。

附图说明

图1为实施例1热处理后得到的TC18钛合金的显微形貌。

图2为实施例2热处理后得到的TC18钛合金的显微形貌。

图3为实施例3热处理后得到的TC18钛合金的显微形貌。

图4为对比例热处理后得到的TC18钛合金的显微形貌。

图中α相的尺寸通过像素统计法进行测量确定。

具体实施方式

下面进一步列举实施例以详细说明本发明。同样应理解，以下实施例只用于对本发明进行进一步说明，不能理解为对本发明保护范围的限制，本领域的技术人员根据本发明的上述内容做出的一些非本质的改进和调整均属于本发明的保护范围。下述示例具体的工艺参数等也仅是合适范围中的一个示例，即本领域技术人员可以通过本文的说明做合适的范围内选择，而并非要限定于下文示例的具体数值。

实施例1-3均使用相同规格的TC18钛合金锻棒，其显微组织由等轴α+转变β组成，等轴α相体积分数为43％，平均尺寸为3-10μm。测定TC18钛合金锻棒的β转变温度为870±5℃。

实施例1

从锻棒上取Φ150×30mm样品，在900℃保温5分钟后空冷至室温观察组织，测定原始β晶粒尺寸为231±18μm。将该样品重新加热至900℃保温1.5h，以4℃/min速率冷却至600℃保温8h空冷至室温。热处理后得到的TC18钛合金的显微形貌见图1。

本实施例处理后的TC18钛合金棒材室温力学性能参数见表1。

表1 实施例1中的TC18棒材室温力学性能

实施例2

从锻棒上取Φ150×30mm样品，在1100℃保温10.5分钟后空冷至室温观察组织，测定原始β晶粒尺寸为412±33μm。将该样品重新加热至900℃保温1.5h，以4℃/min速率冷却至600℃保温8h空冷至室温。热处理后得到的TC18钛合金的显微形貌见图2。

本实施例处理后的TC18钛合金棒材室温力学性能参数见表2。

表2 实施例2中的TC18棒材室温力学性能

实施例3

将棒材加热至900℃保温1.5h，以4℃/min速率冷却至600℃保温8h炉冷至室温。

本实施例处理后的TC18钛合金棒材室温力学性能参数见表3。热处理后得到的TC18钛合金的显微形貌见图3。

表3 实施例3中的TC18棒材室温力学性能

对比例

采用Φ150×450mm锻棒，测定β转变温度为875±5℃，在905℃加热1.5h后单向压下，压下量为45％，压下采用双重退火热处理制度：加热至840±10℃保温1h30min，炉冷至750±10℃，保温2h，空冷；加热至605±10℃保温3.5h，空冷。对比例处理后的TC18钛合金棒材室温力学性能参数见表4。热处理后得到的TC18钛合金的显微形貌见图4。

表4 对比例中的TC18棒材室温力学性能

对比例为采用传统双重退火工艺制备的TC18钛合金的具体实施方案。

将本发明实施例与对比例对比，从显微组织可以看出：实施例1-3中的显微组织均为粗针+细针状α+转变β组织，其细α针的宽度明显小于对比例，密度则明显高于对比例。从力学性能中可以发现：实施例1-3的断裂韧性均明显高于对比例(大于80MPa·m1/2)，并且实施例一的强度与对比例相比接近，塑性稍差，但能够满足使用要求(≥7％)。

以上实例证明本发明的TC18钛合金热处理工艺得到的断裂韧性明显优于双重退火工艺，并且初生α相(αp)和次生α相(αs)的体积分数和尺寸是关键显微组织特征，能够影响断裂韧性。αp的尺寸和含量主要由相变点下的固溶温度决定，同时αs的析出行为主要受时效温度的影响。从而，固溶和时效温度首先被选择成为本研究中应调查的目标参数。另一方面，对大尺寸和复杂形状的结构件来说，不同的区域可能经历不同的时效后冷却速度，可能导致沿截面方向的显微组织和力学性能上的改变。为了在这一点上理解更深，应研究时效后的冷却速率。

Claims (9)

1.一种高断裂韧性的TC18钛合金热处理方法，其特征在于：

采用锻态TC18钛合金为原材料，所述锻态TC18钛合金显微组织由β相和等轴α相组成，以β相为基体；所述显微组织为等轴α+转变β组织，等轴α尺寸在3-12μm之间；

热处理包括以下步骤：

第一步：单相区加热

将锻态TC18钛合金加热至Tβ+20-250℃保温0.5h-6h；

第二步：缓冷和时效

以1-20℃/min的冷却速度冷却至500-600℃保温3-8h，冷却至室温；经过热处理后，形成粗针α相和细针α相构成的网篮组织。

2.根据权利要求1所述的一种高断裂韧性的TC18钛合金热处理方法，其特征在于：所述锻态TC18钛合金的化学成分为Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe。

3.根据权利要求1所述的一种高断裂韧性的TC18钛合金热处理方法，其特征在于：所述锻态TC18钛合金显微组织中原始β晶粒尺寸在50μm-900μm之间。

4.根据权利要求3所述的一种高断裂韧性的TC18钛合金热处理方法，其特征在于：所述锻态TC18钛合金显微组织中原始β晶粒尺寸在150-400μm之间。

5.根据权利要求3所述的一种高断裂韧性的TC18钛合金热处理方法，其特征在于：所述锻态TC18钛合金显微组织中原始β晶粒尺寸在150-250μm之间。

6.根据权利要求3所述的一种高断裂韧性的TC18钛合金热处理方法，其特征在于：在原始坯料β晶粒尺寸范围内时，将坯料分别加热至Tβ+25-35℃保温4-6分钟，在1080-1120℃保温9.5-11.5分钟，在1080-1120℃保温70-90分钟后水淬后可获得平均原始β晶粒尺寸分别为200±20μm、400±40μm、800±80μm的单相区组织。

7.根据权利要求1所述的一种高断裂韧性的TC18钛合金热处理方法，其特征在于：所述第二步保温后，以1-20℃/s的冷却速度冷却至室温；或者，所述第二步保温后，空冷至室温。

8.根据权利要求7所述的一种高断裂韧性的TC18钛合金热处理方法，其特征在于：所述第二步保温后，以2-10℃/s的冷却速度冷却至室温。

9.根据权利要求1所述的一种高断裂韧性的TC18钛合金热处理方法，其特征在于：所述粗针α相平均长度尺寸为5.14±1.84μm，平均宽度尺寸为0.56±0.19μm；所述细针α相平均长度尺寸为462±254nm，平均宽度尺寸为125±43nm。