CN115852284B - 一种tb18超高强韧钛合金热处理工艺 - Google Patents
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Abstract
本发明属于钛合金材料热处理技术领域，涉及一种TB18超高强韧钛合金热处理工艺。该热处理工艺，固溶温度远超过相变点，可确保该合金发生充分的再结晶并获得全部的亚稳β晶粒，保障了该合金在时效过程中的时效强化效果，并且获得良好的断裂韧性和冲击韧性。时效过程中采用控温升温的方式，延长升温过程，将时效过程中由于大量β相向α相转变放热的峰值部分前移到升温过程中，保障了不同部位合金最终时效温度都处于最优时效温度范围，消除了由于相变放热而导致的不同位置时效效果不同带来的性能的不均匀性。本发明，对于任何尺寸的TB18钛合金工件，都能够实现不同部位的均匀热处理，保障工件组织和性能的均匀性。
Description
技术领域
本发明属于钛合金材料热处理技术领域，涉及一种TB18超高强韧钛合金热处理工艺。
背景技术
超高强韧钛合金是钛合金领域最重要的分支之一，主要应用于航空、航天大型主承力结构件，是高端飞行器不可或缺的关键材料。TB18钛合金是一种亚稳β型钛合金，是目前国际上报道的综合性能最高的工程用超高强韧钛合金。目前已制备出直径超过400mm的棒材和投影面积超过3m2的大尺寸锻件。
热处理是高强韧钛合金性能调节的主要手段之一，传统高强韧钛合金热处理主要是通过固溶+时效进行，固溶主要是为了获得亚稳β相，时效过程中亚稳β相分解，形成大量细小弥散的时效α相强化合金。高强韧钛合金强度和韧性强烈依赖于时效α相的形态、数量和尺度，而时效α相的特征参数又强烈依赖于时效温度。因此，高强韧钛合金性能对时效温度极为敏感，特别是当固溶温度为相变点以上时，合金组织全部为亚稳β相，时效温度对合金性能起决定性作用。当时效温度过低时，时效α相寸细小、分布弥散，导致合金强度升高，塑性和冲击韧性下降；相反，当时效温度过高时，α相尺寸增大，分布呈集束状，合金强度降低、塑性和冲击韧性升高。因此，对于任何一种高强韧合金，都有一种最优化的固溶时效温度，在该温度下，时效α具有优异的尺寸、含量、形态和分布，合金也对应最优的强度、塑性、韧性的匹配。
TB18钛合金是一种具有重要工程应用价值的超高强韧钛合金，其最大应用就是制备大尺寸锻件，且该合金的最优热处理工艺为870℃/2h/AC+530℃/4h/AC。然而，在依据该工艺热处理超大尺寸锻件时，锻件心部的拉伸强度显著降低。通过对时效过程中锻件不同位置搭载负载热电偶进行监控，结果显示锻件边部的时效温度几乎和电炉控温温度相似，一直显示为530℃，而锻件中心部位温度较电炉控温温度有明显上升，最高点温度超出近25℃；这主要是因为时效过程中β→α相变是一种放热反应，该合金为了获得更高的断裂韧性，在相变点以上固溶，所有组织都为亚稳β相，时效过程中大量的亚稳β相向α相转变，产生大量的相变热，锻件边部产生的热量可以很快释放到电炉环境中，而心部的热量不易散失，导致锻件心部时效温度明显高于工艺要求的时效温度，从而导致锻件心部拉伸强度显著下降。由于锻件边部和心部性能差异大，均匀性差，难以满足使用要求。由于TB18钛合金性能对时效温度极为敏感，这种由于尺寸效应而导致的边部和心部时效温度的差异无法通过时效温度的调节改善。如果以心部温度为准，统一降低时效温度，则心部由于相变热补偿后处于最优温度，性能满足，但边部却由于时效温度过低，强度升高，塑性和韧性降低，无法满足后续应用。
发明内容
本发明的目的在于克服上述现有技术的缺点，提供一种TB18超高强韧钛合金热处理工艺，对于任何尺寸的TB18钛合金工件，都能够实现不同部位的均匀热处理，保障工件组织和性能的均匀性。
本发明的目的是通过以下技术方案来实现的：
这种TB18超高强韧钛合金热处理工艺，采用固溶处理和时效处理工艺，所述固溶处理在TB18钛合金相变点以上进行，所述时效处理先采用分阶段控制升温速率的方式到达目标温度，然后在目标温度进行保温、空冷处理。
进一步，所述固溶处理具体为：在TB18钛合金相变点以上70℃～80℃保温2～4h后，空冷。
进一步，采用分阶段控制升温速率的方式包括两个阶段，具体为：
第一阶段、在炉温400℃，将固溶处理后的TB18钛合金装炉，所述TB18钛合金随炉升温至495℃，升温时间为45min，升温速率约2.1℃/min；
第二阶段、在第一阶段的基础上按照设定的升温速率连续升温210min后达到目标温度，保温3～4h后，空冷；所述目标温度为530℃，升温速率约0.17℃/min。
进一步，所述TB18钛合金的Mo当量≥18。
进一步，所述TB18钛合金的强度≥1300MPa，延伸率≥6％，断裂韧性≥65MPa·m1 /2，冲击韧性≥25J/cm2。
进一步，第一阶段的控温起始温度为400℃，升温时间为45min，升温至495℃，按照这种控温升温的方式进行约定，从而保障了样品不论尺寸大小，不论边部和心部，都可以均匀加热，贴合实际，避免了尺寸因素的影响。
进一步，设定第二阶段的起始温度为495℃，这是因为：如果第二阶段的起始温度低于495℃，虽然后续控温时间不变，但控温过程也属于时效处理，这样控温过程的时效温度过低，最终会导致合金强度升高、塑性降低。相反地，如果第二阶段起始温度高于490℃，则会导致合金强度降低，塑性升高，无法实现最优强塑性匹配。
与现有技术相比，本发明提供的技术方案包括以下有益效果：该热处理工艺，固溶温度远高于TB18钛合金的相变点，固溶后形成的全部为亚稳β相组织，不仅可以保证TB18钛合金时效时形成大量的细片层α相强化合金，且片层组织有利于合金冲击韧性和断裂韧性，尤其是断裂韧性，可超过KIC≥60MPa·m1/2。时效处理先采用分阶段控制升温速率的方式到达目标温度，可有效避免大尺寸锻件边部和心部由于相变放热而导致的时效温度不同。
该热处理工艺，能够有效兼容任何尺寸的锻件，通过控温时间可以有效地将坯料加热冲温阶段控制在升温过程，保证相变放热造成的升温在可控范围内。这是因为：如果延长控温时间，在控温阶段的低温时效时间太长，造成强度升高，塑性降低；如果缩短控温时间，则相变放热产生的温升明显高于设定的时效温度，造成强度降低，塑性升高，都无法实现强塑韧性的良好匹配。故本发明将相变冲温阶段放置于升温过程中，在升温过程中，由于时效温度低，β相向α相转变速率低，相变放热累积较少，冲温较低；此外，升温阶段温度低于最终时效温度，即使有相变热冲温，也不会明显冲温。因此，本发明中的时效热处理温度不但降低了冲温的温度，而且将冲温有效前移于升温阶段，保障锻件不同位置处于可控的最优时效热处理范围。
综上，本发明提供的热处理工艺，可有效消除由于相变放热而导致的不同尺寸锻件边部和心部时效温度的不同，从而实现TB18钛合金任意尺寸锻件的均匀化时效热处理，获得性能均匀的锻件，满足飞行器对合金不同尺寸锻件组织和性能的均匀性要求。
附图说明
图1为传统时效热处理工艺加热曲线；
图2为本发明提供的TB18超高强韧钛合金热处理工艺加热曲线。
具体实施方式
这里将详细地对示例性实施例进行说明，以下示例性实施例中所描述的实施方式并不代表与本发明相一致的所有实施方式。相反，它们仅是与所附权利要求书中所详述的、本发明的一些方面相一致的方法的例子。
本发明提供了一种TB18超高强韧钛合金热处理工艺，采用固溶处理和时效处理工艺，所述固溶处理在TB18钛合金相变点以上进行，所述时效处理先采用分阶段控制升温速率的方式到达目标温度，然后在目标温度进行保温、空冷处理。
进一步，所述固溶处理具体为：在TB18钛合金相变点以上70℃～80℃保温2～4h后，空冷。
进一步，采用分阶段控制升温速率的方式包括两个阶段，具体为：
第一阶段、在炉温400℃，将固溶处理后的TB18钛合金装炉，所述TB18钛合金随炉升温至495℃，升温时间为45min，升温速率约2.1℃/min；
第二阶段、在第一阶段的基础上按照设定的升温速率连续升温210min后达到530℃，保温3～4h后，空冷；其中，该阶段的升温速率约0.17℃/min；
进一步，所述TB18钛合金的Mo当量≥18。
进一步，所述TB18钛合金的强度≥1300MPa，延伸率≥6％，断裂韧性≥65MPa·m1 /2，冲击韧性≥25J/cm2。
为了使本领域的技术人员更好地理解本发明的技术方案，下面结合附图及实施例对本发明作进一步详细描述。
实施例1
本实施例提供了一种TB18超高强韧钛合金热处理工艺，利用该工艺对TB18钛合金棒料进行热处理，具体如下：固溶处理采用相变点以上70℃，保温2h后空冷；时效处理工艺为炉温400℃将棒料装炉后，棒料随炉升温45min后到495℃，然后继续随炉升温210min至530℃，并在530℃保温3h后空冷。
热处理完成后从棒材横截面边部、R/2、心部不同部位取样进行力学性能测试，结果显示棒材不同部位力学性能相近，均满足UTS≥1300MPa，A≥5％，KIC≥60MPa·m1/2，aku2≥25J/cm2性能需求。
实施例2
本实施例提供了一种TB18超高强韧钛合金热处理工艺，利用该工艺对TB18钛合金投影面积3m2的大尺寸锻件进行热处理，具体如下：固溶处理采用相变点以上80℃，保温2h后空冷；时效处理工艺为炉温400℃将该锻件装炉后，锻件随炉升温45min后到495℃，然后继续随炉升温210min至530℃，并在530℃保温4h后空冷。
热处理完成后从锻件不同厚度部位的边部和心部取样进行力学性能测试，结果显示锻件不同部位力学性能相近，均满足UTS≥1300MPa，A≥5％，KIC≥60MPa·m1/2，aku2≥25J/cm2性能需求。
实施例3
本实施例提供了一种TB18超高强韧钛合金热处理工艺，利用该工艺对TB18钛合金投影面积4m2的大尺寸锻件进行热处理，具体如下：固溶处理采用相变点以上75℃，保温2h后空冷；时效处理工艺为炉温400℃将该大型锻件装炉后，锻件随炉升温45min后到495℃，然后继续随炉升温210min至530℃，并在530℃保温3.5h后空冷。
热处理后从锻件不同厚度部位的边部和心部取样进行力学性能测试，结果显示锻件不同部位力学性能相近，均满足UTS≥1300MPa，A≥5％，KIC≥60MPa·m1/2，aku2≥25J/cm2性能需求。
实施例4
本实施例提供了一种TB18超高强韧钛合金热处理工艺，利用该工艺对TB18钛合金棒料进行热处理，具体如下：固溶处理采用相变点以上80℃，保温2h后空冷；时效处理工艺为炉温400℃将棒料装炉后，棒料随炉升温45min后到495℃，然后继续随炉升温210min至530℃，然后在530℃保温4h后空冷。
热处理后从棒料横截面边部、R/2和心部不同部位取样进行力学性能测试，结果显示棒材不同部位力学性能相近，均满足UTS≥1300MPa，A≥5％，KIC≥60MPa·m1/2，aku2≥25J/cm2性能需求。
因此，本发明提供的热处理工艺与传统的热处理工艺相比，具有如下区别：
传统热处理工艺如图1所示，样品400℃入炉以后，希望经历的是ABCEFG过程，而实际经历的是ABCDEFG过程，边部的相变放热可以很快散失到炉子环境中，几乎没有温度的升高；但是心部由于热量难以散失，完全经历的是ABCDEFG过程，时效较标准温度升高达25℃，由于超高强韧钛合金TB18性能对时效温度极为敏感，这种时效温度显著降低了锻件心部的强度。而本发明提供的热处理工艺，如图2所示，样品400℃入炉后，加热曲线经历了HIJLMN，而心部的样品经历了HIJKLMN，可以看到，本发明的热处理将相变冲温阶段放置于升温过程中，在升温过程中，由于时效温度低，β相向α相转变速率低，相变放热累积较少，冲温较低；此外升温阶段温度低于最终时效温度，即使有相变热冲温，也不会明显冲温。因此，本发明提供的时效热处理温度不但降低了冲温的温度，而且将冲温有效前移于升温阶段，保障锻件不同位置处于可控的最优时效热处理范围。
再者，本发明中第二阶段控温升温时间为210min，经过大量的测试表明，无论前期的加热控温速率为多少，试样开始冲温的起始时间为135min，结束时间约为255min。而且通过测试表明，TB18钛合金时效过程中相变的极值点约在195min左右。由此可知，本发明的控温时间可以有效将冲温阶段控制在升温过程，保障相变放热造成的升温在可控范围内。这是因为：如果延长控温时间，在控温阶段的低温时效时间太长，造成强度升高，塑性降低。如果缩短控温时间，则相变放热产生的温升明显高于设定的时效温度，造成强度降低，塑性升高，都无法实现强塑韧性的良好匹配。
此外，本发明提供的热处理工艺可以有效兼容任何尺寸的锻件，对于小样品，其产生的相变方法可以很快散失到炉子中，故经历图2中的HIJLMN过程。对于大尺寸锻件，边部的位置经历图2的HIJLMN过程，心部的位置经历图2的HIJKLMN过程，介于边部和心部的样品则经历HIJLMN和HIJKLMN的中间过程。可以看到，无论样品尺寸大小，无论样品在锻件的什么位置，极限超温不会高于设定温度5℃，这属于热处理的可控温差范围，从而能够保障不同尺寸锻件组织和性能的均匀性。
最后，本发明提供的热处理工艺，可有效消除由于相变放热而导致的不同尺寸锻件边部和心部时效温度的不同，从而实现TB18钛合金任意尺寸锻件的均匀化时效热处理，获得性能均匀的锻件，满足飞行器对合金不同尺寸锻件组织和性能的均匀性要求。
以上所述仅是本发明的具体实施方式，使本领域技术人员能够理解或实现本发明。对这些实施例的多种修改对本领域的技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。
应当理解，本发明并不局限于已经描述的内容，且可以在不脱离其范围进行各种修改和改变。本发明的范围仅由所附的权利要求来限制。
Claims (4)
1.一种TB18超高强韧钛合金热处理工艺，采用固溶处理和时效处理工艺，其特征在于，所述固溶处理在TB18钛合金相变点以上进行，所述时效处理先采用分阶段控制升温速率的方式到达目标温度，然后在目标温度进行保温、空冷处理；
采用分阶段控制升温速率的方式包括两个阶段，具体为：
第一阶段、在炉温400℃，将固溶处理后的TB18钛合金装炉，所述TB18钛合金随炉升温至495℃，升温时间为45min；
第二阶段、在第一阶段的基础上按照设定的升温速率连续升温210min后达到目标温度，保温3～4h后，空冷；所述目标温度为530℃。
2.根据权利要求1所述的TB18超高强韧钛合金热处理工艺，其特征在于，所述固溶处理具体为：在TB18钛合金相变点以上70℃～80℃保温2～4h后，空冷。
3.根据权利要求1所述的TB18超高强韧钛合金热处理工艺，其特征在于，所述TB18钛合金的Mo当量≥18。
4.根据权利要求1所述的TB18超高强韧钛合金热处理工艺，其特征在于，所述TB18钛合金的强度≥1300MPa，延伸率≥6％，断裂韧性≥65MPa·m1/2，冲击韧性≥25J/cm2。
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| Dynamic Softening Mechanisms and Microstructure Evolution of TB18 Titanium Alloy during Uniaxial Hot Deformation;Qiang Fu、Wuhua Yuan等;Metals;第789卷(第11期);1-13 * |
| Enhanced strength-ductility synergy in Ti-4Al-5Mo-5V-5Cr-1Nb with hierarchical microstructure;T. Wang、F. Yong等;Materials Letters: X;第16卷;1-4 * |
| TB18钛合金热变形行为及动态再结晶机制;李少强;弓站朋;李辉;胡生双;崔林林;王凯旋;张新全;刘向宏;;稀有金属材料与工程(09);3045-3051 * |
| 近五年钛合金材料研发进展;赵永庆;葛鹏;辛社伟;;中国材料进展(Z1);527-534 * |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN115852284A (zh) | 2023-03-28 |
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