CN115807201A - 一种Ti-6Al-4V合金锻件的热处理方法 - Google Patents

Abstract

本发明属于金属热处理技术领域，公开了一种Ti‑6Al‑4V合金锻件的热处理方法。本发明的方法通过参照Ti‑6Al‑4V合金在热处理过程的组织演变规律，充分考虑二次β退火热处理对锻件组织的影响规律，调整原始β晶粒尺寸及次生α相片层集束，从而达到提高锻件强度、冲击韧性性能，工艺简单稳定，操作方便，适用于工业化生产。

Description

一种Ti-6Al-4V合金锻件的热处理方法

技术领域

本发明属于金属热处理技术领域，特别涉及一种Ti-6Al-4V合金锻件的热处理方法。

背景技术

Ti-6Al-4V合金是一种中等强度α+β型两相钛合金，在经过β热处理后，可以获得较高的断裂韧性，在航空和航天工业中广泛的应用。

Ti-6Al-4V合金锻件抗拉强度要求≥900MPa，屈服强度要求≥830MPa，延伸率要求≥6％，面缩要求≥10％，断裂韧性要求≥90MPa·m^1/2，由于锻件尺寸及锻造过程影响，在工厂生产中经常出现锻件强度不符合规范要求，合格率低，且目前没有相关热处理返工的研究，所以需要提供一种新的Ti-6Al-4V合金锻件的热处理方法，以即能满足强度要求，又能满足塑性、断裂韧性指标合格。

发明内容

发明目的：提供一种Ti-6Al-4V合金锻件的热处理方法，提高锻件强度。

技术方案：

一种Ti-6Al-4V合金锻件的热处理方法，所述方法包括：

第一步：β退火；将锻态Ti-6Al-4V合金加热至β相变点以下30～40℃，保温30～120min，再用30～45分钟升温至β相变点以上30℃，保温30～60min，出炉后将锻件进行空冷或风冷至室温；

第二步：去应力退火；将步骤一中冷却至室温的Ti-6Al-4V合金锻件加热至730℃，保温4～6h，空冷至室温；

第三步：β退火；步骤二中去应力后的Ti-6Al-4V合金锻件加热至β相变点以下30～40℃，保温30～120min，再用30～45分钟升温至第一预设温度，保温30～60min，出炉后将锻件进行空冷或风冷至室温，所述第一预设温度依据锻件强度决定，锻件强度越高，第一预设温度越低；

第四步：去应力退火；将步骤三中冷却至室温的Ti-6Al-4V合金锻件加热至第二预设温度，保温4～6h，空冷至室温，所述第二预设温度依据锻件强度决定，锻件强度越高，预设温度越低。

进一步地，第一步和第三步中，β退火锻件入炉温度不高于750℃；第二步中，去应力退火锻件入炉温度不高于650℃。

进一步地，第三步中，第一预设温度为：β相变点以上10～25℃。

进一步地，在第二步之后，若锻件强度比规范低20MPa以上，则第三步β退火冷却采用风冷；

在第二步之后，若锻件强度比规范低20MPa以内，则第三步β退火冷却采用空冷。

进一步地，第二预设温度为700℃。

进一步地，第三步β退火冷却采用风冷时，吹风时间不少于10min。

进一步地，第一步至第四步中，锻件在β退火和去应力退火时装炉间距不小于50mm；锻件在β退火和去应力退火后出炉冷却间距不小于200mm。

进一步地，β退火后锻件出炉冷却时锻件转移时间不超过120s。

本发明的有益效果是：

(1)采用本发明要求Ti-6Al-4V合金锻件β退火入炉温度不高于750℃，去应力退火如炉温度不超过650℃，减小锻件因加热过程产生的内应力，保证锻件组织均匀，外形平整。

(2)第三步Ti-6Al-4V合金二次β退火温度选择在β相变点以上10～25℃，进行β退火的目的在于获得高损伤容限，然而，钛合金在β区加热时，由于没有第二项颗粒的钉扎作用，β晶粒极易长大，严重降低合金的塑性，即产生“β脆性”，因此二次β退火温度选择在β相变点以上10～25℃，防止锻件晶粒长大，在不降低塑性的前提下，提高锻件强度。而针对不同强度差异的锻件采用不同的冷却方式，这是由于在冷却过程中，当温度由β相区冷却至(α+β)相区某一温度时，出现β→α转变，由于晶界具有较高能量，α晶核优先在晶界处形成，由晶界向晶内沿一定方向生长，不同方向的α片不断纵向生长，直到与其他的α片相遇，即形成不同的α集束。冷速越大，形核位置越多，α片层越细，α片层生长方向也越复杂，不同方向的α片层形成的集束尺寸也越小，锻件强度也越高。最终获得强度塑性都满足规范要求的锻件。

(3)第四步去应力退火目的在于稳定组织性能消除应力，对原有片层组织类型影响不大，但对α片层厚度有一定影响，随着去应力退火温度的提高，不仅亚稳β相进一步分解长大充分，且原α片层厚度，集束尺寸都将增加。亚稳β相在原有的片层组织中再次析出α相，与原α片层聚集或形成不同位向，增加α片层厚度，或形成新的α片层集束。有利于提高塑性和断裂韧性。

综上所述，本发明通过考虑二次β退火热处理制度对锻件组织状态和性能的影响，较详细的描述了Ti-6Al-4V合金锻件二次β退火热处理工艺参数，能够通过控制锻件组织转变获得适当的α集束尺寸以及锻件晶粒尺寸，最终保证锻件能满足规范要求的所有性能参数。工艺稳定，操作方便，适用于工业化生产。

附图说明

图1为首次β退火热处理Ti-6Al-4V合金锻件的显微组织示意图；

图2为二次β退火热处理Ti-6Al-4V合金锻件的显微组织示意图。

具体实施方式

为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例是本发明的一部分实施例，而不是全部实施例。基于本发明中的实施例，本领域的普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下，所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

本发明的方法通过参照Ti-6Al-4V合金在热处理过程的组织演变规律，充分考虑二次β退火热处理对锻件组织的影响规律，调整原始β晶粒尺寸及次生α相片层集束，从而达到提高锻件强度、冲击韧性性能，工艺简单稳定，操作方便，适用于工业化生产。

本发明提供的Ti-6Al-4V合金锻件的热处理方法，包括：

步骤一：β退火

将锻态Ti-6Al-4V合金加热至β相变点以下30～40℃，保温30～120min，再用30～45分钟升温至β相变点以上30℃，保温30～60min，出炉后将锻件进行空冷或风冷至室温；

步骤二：二次退火

将步骤一中冷却至室温的Ti-6Al-4V合金锻件加热至730℃，保温4～6h，空冷至室温；

由于部分锻件受形状尺寸及锻造成型过程影响，在经过上述β退火热处理后锻件出现强度不符合规范要求的情况，可继续进行以下步骤：

第三步：β退火；将不符合规范要求的Ti-6Al-4V合金锻件加热至β相变点以下30～40℃，保温30～120min，再用30～45分钟升温至第一预设温度，保温30～60min，出炉后将锻件进行空冷或风冷至室温，所述第一预设温度依据锻件强度决定，锻件强度越高，第一预设温度越高；

第四步：去应力；将步骤三中冷却至室温的Ti-6Al-4V合金锻件加热至第二预设温度，保温4～6h，空冷至室温，所述第二预设温度依据锻件强度决定，锻件强度越高，预设温度越低。

可选的，β退火锻件入炉温度不高于750℃，去应力退火锻件入炉温度不高于650℃。在α+β两项区进行装炉和保温，降低锻件内应力，缩短β相变点以上的保温时间，预防锻件晶粒长大，避免塑性降低。

可选的，第一预设温度为：β相变点以上10～25℃。二次β处理温度影响Ti-6Al-4V合金的晶粒尺寸，温度越高，晶粒尺寸越大，在β相变点以上10～25℃进行二次β退火热处理可以满足晶粒度在2-2.5级的均匀的片层组织。

可选的，对于锻件强度与规范差异在20MPa以上的，第三步β退火冷却采用风冷，对于锻件强度与规范差异20MPa以下的，第三步β退火冷却采用空冷。冷却速率越快，晶内α片层越薄，片层生长方向越杂，不同方向的α片层形成的集束尺寸也越小，锻件强度提高，塑性略有降低。所以充分依据锻件差异情况选择冷却速率。

可选的，第二预设温度为700℃。，稳定组织性能，消除应力。随着去应力温度升高，α片层厚度和α集束尺寸增加，在保证强度符合规范要求的前提下，有利于提高塑性和断裂韧性。

可选的，第三步β退火冷却采用风冷的，吹风时间不少于10min。

可选的，锻件在β退火和去应力退火时装炉间距不小于50mm；

锻件在β退火和去应力退火后出炉冷却间距不小于200mm。

可选的，β退火后锻件出炉冷却时锻件转移时间不超过120s。

下面结合实际生产实例对本发明做进一步详细说明。采用外形尺寸：437×357×140的Ti-6Al-4V合金锻件，其有效厚度111mm，相变点1003℃，在α+β两相区锻造成双态组织。第一步将锻态Ti-6Al-4V合金锻件加热至968℃保温120min，再升温至1033℃，保温60min，空冷；第二步将第一步冷却至室温的锻件加热至730℃，保温300min，空冷。理化性能检测结果见下表1，基于上述强度不满足规范要求，继续进行以下二次β退火热处理步骤；第三步：将第二步冷却至室温的Ti-6Al-4V合金锻件加热至968℃保温120min，再升温至1023℃，保温50min，风冷；第四步：将第三步冷却至室温的锻件加热至700℃，保温300min，空冷。

Ti-6Al-4V合金锻件首次β退火热处理力学性能见表1，Ti-6Al-4V合金锻件二次β退火热处理力学性能见表2。图1为锻件首次β退火热处理后的显微组织，均取三个面进行观察，其中L为纵向，LT为横向，ST为高向。等轴初生α相全部溶解，是由原始β晶粒转变的片层α组织。原始β晶粒尺寸为1.3～2.0mm，β晶粒内α集束尺寸为0.2～0.8mm，晶内α片层厚度为2～6μm。

图2为锻件二次β退火热处理后的显微组织，均取三个面进行观察，其中L为纵向，LT为横向，ST为高向。500μm表示放大倍数为25倍，50μm表示放大倍数为200倍。组织依然由片层α组织构成的网篮组织，原始β晶粒尺寸为1.4～2.0mm，β晶粒内α集束尺寸为0.3～0.9mm，晶内α片层厚度为2～6μm。经过两次β热处理后锻件晶粒尺寸无明显差异。

表1首次β退火热处理锻件性能

表2二次β退火热处理锻件性能

最后应该说明的是：以上实施例仅用以说明本发明的技术方案，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可以轻易想到各种等效的修改或者替换，这些修改或者替换都应该涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (8)

1.一种Ti-6Al-4V合金锻件的热处理方法，其特征在于，所述方法包括：

第一步：β退火；将锻态Ti-6Al-4V合金加热至β相变点以下30～40℃，保温30～120min，再用30～45分钟升温至β相变点以上30℃，保温30～60min，出炉后将锻件进行空冷或风冷至室温；

第二步：去应力退火；将步骤一中冷却至室温的Ti-6Al-4V合金锻件加热至730℃，保温4～6h，空冷至室温；

第三步：β退火；步骤二中去应力后的Ti-6Al-4V合金锻件加热至β相变点以下30～40℃，保温30～120min，再用30～45分钟升温至第一预设温度，保温30～60min，出炉后将锻件进行空冷或风冷至室温，所述第一预设温度依据锻件强度决定，锻件强度越高，第一预设温度越低；

第四步：去应力退火；将步骤三中冷却至室温的Ti-6Al-4V合金锻件加热至第二预设温度，保温4～6h，空冷至室温，所述第二预设温度依据锻件强度决定，锻件强度越高，预设温度越低。

2.根据权利要求1所述的Ti-6Al-4V合金锻件的热处理方法，其特征在于，第一步和第三步中，β退火锻件入炉温度不高于750℃；第二步中，去应力退火锻件入炉温度不高于650℃。

3.根据权利要求1所述的Ti-6Al-4V合金锻件的热处理方法，其特征在于，第三步中，第一预设温度为：β相变点以上10～25℃。

4.根据权利要求1所述的Ti-6Al-4V合金锻件的热处理方法，其特征在于，在第二步之后，若锻件强度比规范低20MPa以上，则第三步β退火冷却采用风冷；

在第二步之后，若锻件强度比规范低20MPa以内，则第三步β退火冷却采用空冷。

5.根据权利要求1所述的Ti-6Al-4V合金锻件的热处理方法，其特征在于，第二预设温度为700℃。

6.根据权利要求1所述的Ti-6Al-4V合金锻件的热处理方法，其特征在于，第三步β退火冷却采用风冷时，吹风时间不少于10min。

7.根据权利要求1所述的Ti-6Al-4V合金锻件的热处理方法，其特征在于，第一步至第四步中，锻件在β退火和去应力退火时装炉间距不小于50mm；锻件在β退火和去应力退火后出炉冷却间距不小于200mm。

8.根据权利要求1所述的Ti-6Al-4V合金锻件的热处理方法，其特征在于，β退火后锻件出炉冷却时锻件转移时间不超过120s。

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