CN116043153A - 一种提高亚稳β钛合金双性能结构件强度和塑性的方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种提高亚稳β钛合金双性能结构件强度和塑性的方法，所述方法首先将亚稳β钛合金用高能脉冲电流加热至β单相区，保温后空冷至室温，得到亚稳β钛合金双性能结构件；其次，对该结构件进行高温短时淬火+低温长时退火的复合处理，通过调控α析出相的形貌、分布和尺寸等参量，得到最优化的亚稳β钛合金双性能结构件。本发明实现了亚稳β钛合金双性能结构件强度和塑性的同时提高，其中强度提高了300～450MPa，断后伸长率可同步提高58％～74％。
Description
技术领域
本发明属于亚稳β钛合金领域，具体涉及一种提高亚稳β钛合金双性能结构件强度和塑性的方法。
背景技术
钛合金因其具有高比强度、耐蚀性和高抗疲劳损伤性能，已经广泛应用于飞机起落架、框架和翼梁等结构件中。由于航空结构件的服役环境(如温度、承载等)差异较大，导致不同部位往往需要具备满足环境的不同性能。
如果采用传统的榫槽、铆接等方式将两种性能的结构件进行连接，其连接区域则会不可避免地成为整个结构件的薄弱区域，严重影响结构件的安全可靠性。因此，采用具有双性能的整体结构件设计成为避免构件形成弱连接的有效手段。
亚稳β钛合金因具有高强度和优异的塑性特点，是目前极具应用潜力的航天航空双性能结构件材料。然而，由于钛合金微观组织和力学性能之间的相互制约性，即提高合金强度的同时则会牺牲塑性，反之亦然，最终导致该类合金在强度和塑性之间进行折中处理，极大限制了该类合金的推广应用。
发明内容
针对现有技术中存在的问题，本发明提供一种提高亚稳β钛合金双性能结构件强度和塑性的方法，实现了亚稳β钛合金双性能结构件强度和塑性的同时提高，其中抗拉强度提高了320～450MPa，断后伸长率可提高58％～74％，为高强韧亚稳β钛合金双性能结构件的制备和力学性能优化提供了一种新思路和新途径。
本发明是通过以下技术方案来实现：
一种提高亚稳β钛合金双性能结构件强度和塑性的方法，包括以下步骤：
S1，将亚稳β钛合金用高能脉冲电流加热至β单相区，保温后空冷至室温，得到亚稳β钛合金双性能结构件；
S2，将亚稳β钛合金双性能结构件在755～765℃下保温，之后水冷至室温，得到高温淬火后的亚稳β钛合金双性能结构件；
S3，将高温淬火后的亚稳β钛合金双性能结构件在马弗炉中500～600℃保温250-300min，之后随炉冷却至室温，得到低温退火后的亚稳β钛合金双性能结构件。
优选的，S1中所述的亚稳β钛合金按照如下过程得到：
将未处理的亚稳β钛合金依次进行打磨、抛光和清洗处理，得到所述的亚稳β钛合金。
优选的，S1中所述亚稳β钛合金的形状为棒状或板状。
优选的，S1中所述亚稳β钛合金的原始组织为等轴组织。
进一步，等轴组织中等轴α相的直径尺寸为2～4μm，体积百分比为21％～30％。
优选的，S1中所述的β单相区为895～905℃。
优选的，S1中的保温时间为5～10min。
优选的，S2中的保温时间为10～30min。
与现有技术相比，本发明具有以下有益的技术效果：
本发明一种提高亚稳β钛合金双性能结构件强度和塑性的方法，首先采用高能脉冲电流将亚稳β钛合金加热至β单相区后保温，一方面快速加热处理可实现等轴α相向β相的快速结构转变，同时由于升温速度快，β相晶粒长大速度缓慢，从而获得与原始组织中β晶粒尺寸相近的细晶粒的纯β相区。另一方面可在亚稳β钛合金的两端获得两种力学性能，它们之间的过渡区则可梯度渐变过渡，从而实现了亚稳β钛合金双性能结构件的快速制备。高温淬火时，在高温下可以快速实现亚稳β钛合金元素的扩散均匀，降低高能脉冲电流热处理过程中快速加热导致的元素偏析问题，可防止在加热保温过程中β晶粒的异常长大，采用水冷的快速冷却方式，起到固溶大量合金元素的效果，为之后的低温退火处理奠定组织基础。低温退火处理在500～600℃进行长时间的保温和采用缓慢冷却速度的炉冷方式，可以促进次生α相的均匀析出和长大，通过合适的时间调控后即可获得均匀的α片层组织，从而将高能脉冲电流热处理后的纯β相区转变成为具有均匀片层α相分布的细片层组织，实现强度和塑性的同时提升。目前采用传统工艺的固溶时效处理方法，在提高合金强度的同时，则会导致塑性的降低，反之亦然，即仍然无法实现合金强度和塑性的同时提高。本发明可以实现强度和塑性的同时提升，不仅可以实现亚稳β钛合金双性能结构件的设计，还可以同时提高该合金的强度和塑性。本发明操作简单，生产效率高，环保经济，容易实现批量生产，具有广泛的应用前景和价值。
附图说明
图1a为本发明实施例1中合金经脉冲电流加热处理、空冷后的双性能结构宏观形貌图；
图1b为本发明实施例1中合金经脉冲电流加热处理、空冷后的等轴α相和β相组成的等轴组织特征图；
图1c为本发明实施例1中合金经脉冲电流加热处理、空冷后过渡区的组织特征图；
图1d为本发明实施例1中合金经脉冲电流加热处理、空冷后纯β相区的组织特征图；
图2为本发明实施例1中合金经脉冲电流加热处理、空冷后的合金维氏硬度分布曲线；
图3a为本发明实施例1中合金高温淬火和低温退火处理后等轴α相和β相的等轴组织特征图；
图3b为本发明实施例1中合金高温淬火和低温退火处理后过渡区的组织特征图；
图3c为本发明实施例1中合金高温淬火和低温退火处理后片层组织特征图；
图4为本发明实施例1对应的室温拉伸曲线；
图5为本发明实施例2对应的室温拉伸曲线；
图6为本发明实施例3对应的室温拉伸曲线。
具体实施方式
下面结合具体的实施例对本发明做进一步的详细说明，所述是对本发明的解释而不是限定。
本发明一种提高亚稳β钛合金双性能结构件强度和塑性的方法，包括以下步骤：
步骤1：针对亚稳β钛合金，依次进行打磨、抛光和清洗处理，亚稳β钛合金的名义成分为Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr，原始组织为等轴组织，其中等轴α相的直径尺寸为3±1μm，体积百分比为21％～30％，得到预处理的亚稳β钛合金；
步骤2：利用高能脉冲电流将预处理的亚稳β钛合金加热至β单相区(即895～905℃)保温5～10min，之后空冷至室温；
步骤3：将经加热处理的亚稳β钛合金在两相区分别进行短时高温淬火和长时低温退火，短时高温淬火的温度为755～765℃，保温10～30min，水冷至室温，低温退火的温度为500～600℃，保温250-300min，马弗炉中炉冷至室温。
实施例1
(1)用线切割机制备棒状的亚稳β钛合金试样，并对试样表面进行预处理，所述试样是一种新型高强度和高度合金化的钛合金，名义成分为Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr，试样尺寸为70mm×24mm×14mm，原始组织为等轴组织，其中等轴α相的直径尺寸：3±1μm，体积百分比为25％，将所述试样打磨光滑、电解抛光、酒精清洗，吹干备用；
(2)利用铜板将待加热试样进行夹持固定，铜板得以导热，以实现高能脉冲电流的加热，并利用红外测温仪进行实时测温，保证使高能脉冲电流加热的温度为905℃，并保温5min，空冷至室温。
图1a为双性能结构宏观形貌图，其中等轴组织区、过渡区和纯β单相区分别对应合金长度方向不同的位置。
图1b为等轴α相和β相组成的等轴组织区特征图，其中等轴α相平均直径为3.1μm，等轴α相的体积分数为25％。
图1c为过渡区的组织特征图，从图中可以看到该区域等轴α含量和尺寸逐渐降低，基体为纯β相。
图1d为纯β相区的组织特征图，从图中可以看到α相完全转变为了β晶粒，且在经脉冲电流加热空冷后，并未观察到α相的析出。
图2为合金的维氏硬度分布曲线，其中等轴α+β组成的等轴组织区的平均维氏硬度为395HV，而纯β相区的平均维氏硬度为285HV，过渡区的维氏硬度则梯度渐变过渡，可见，通过上述热处理工艺可在亚稳β钛合金的同一试样中实现两种力学性能的组合。
(3)将加热后的试样放入箱式马弗炉中分别进行短时高温淬火和长时低温退火处理，具体步骤为：
首先将试样放入温度恒定的765℃的马弗炉中保温30min，水冷，结束后将试样放入到温度恒定的500℃的马弗炉中保温300min，随炉冷却；获得的组织如图3a、图3b和图3c所示。
图3a为等轴α相和β相的等轴组织特征图，结合图1b可以看到等轴α相的体积百分比和晶粒直径均减小，体积百分比和晶粒直径分别从图1b的25％和3.1um降低到19％和2.6um。
图3b为过渡区的组织特征图，从图中可以看到，和图1c相比除了残留少量的等轴α相，β基体析出了大量片状α相。
图3c为纯β相区的组织特征图，从图中可以看到，和图1d相比短时高温淬火和长时低温退火处理后析出大量的短棒状α相，平均宽度约450nm，形成均匀的片层组织。
(4)对短时高温淬火和长时低温退火处理后的钛合金试样进行室温拉伸测试，得到的拉伸曲线如图4所示：与未短时高温淬火和长时低温退火处理的试样相比，处理后的试样，其屈服强度和抗拉强度分别从760MPa和790MPa提高到了1060MPa和1110MPa，断后伸长率从8.6％提升到13.6％。根据上述结果可知，经热处理后试样的屈服强度和抗拉强度分别提高了300MPa和320MPa，断后伸长率提升了约58％(从8.6％提升到13.6％)，即合金的强度和塑性得到同步提升。
实施例2
(1)用线切割机制备板状的亚稳β钛合金试样，并对试样表面进行预处理，所述试样是一种新型高强度和高度合金化的钛合金，名义成分为Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr，试样尺寸为70mm×24mm×14mm，原始组织为等轴组织，其中等轴α相的直径尺寸：3±1μm，体积百分比为21％，将所述试样打磨光滑、电解抛光、酒精清洗，吹干备用；
(2)利用铜板将待加热试样进行夹持固定，铜板得以导热，以实现高能脉冲电流的加热，并利用红外测温仪进行实时测温，保证使高能脉冲电流加热的温度为900℃，并保温5min，空冷至室温。
将加热后的试样放入箱式马弗炉中分别进行短时高温淬火和长时低温退火处理，具体步骤为：
首先将试样放入温度恒定的760℃的马弗炉中保温10min，水冷，结束后将试样放入到温度恒定的550℃的马弗炉中保温270min，随炉冷却；
(3)对短时高温淬火和长时低温退火处理后的钛合金试样进行室温拉伸处理，得到的拉伸曲线如图5所示：与未短时高温淬火和长时低温退火处理的试样相比，热处理后的试样，其屈服强度和抗拉强度分别从760MPa和790MPa提高到了1200MPa和1240MPa，断后伸长率从8.6％提升到11.7％。根据上述结果可知，经热处理后试样的屈服强度和抗拉强度分别提高了440MPa和450MPa，断后伸长率提升了约34％(从8.6％提升到11.7％)，即合金的强度和塑性得到同步提升。
实施例3
(1)用线切割机制备棒状的亚稳β钛合金试样，并对试样表面进行预处理，所述试样是一种新型高强度和高度合金化的钛合金，名义成分为Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr，试样尺寸为70mm×24mm×14mm，原始组织为等轴组织，其中等轴α相的直径尺寸：3±1μm，体积百分比为30％，将所述试样打磨光滑、电解抛光、酒精清洗，吹干备用；
(2)利用铜板将待加热试样进行夹持固定，铜板得以导热，以实现高能脉冲电流的加热，并利用红外测温仪进行实时测温，保证使高能脉冲电流加热的温度为895℃，并保温5min，空冷至室温。
将加热后的试样放入箱式马弗炉中分别进行短时高温淬火和长时低温退火处理，具体步骤为：
首先将试样放入温度恒定的755℃的马弗炉中保温30min，水冷，结束后将试样放入到温度恒定的600℃的马弗炉中保温250min，随炉冷却；
(3)对短时高温淬火和长时低温退火处理后的钛合金试样进行室温拉伸处理，得到的拉伸曲线图6所示：与未短时高温淬火和长时低温退火处理的试样相比，热处理后的试样，其屈服强度和抗拉强度分别从760MPa和790MPa提高到了1180MPa和1230MPa，断后伸长率从8.6％提升到14.9％。根据上述结果可知，经热处理后试样的屈服强度和抗拉强度分别提高了420MPa和440MPa，断后伸长率提升了约74％(从8.6％提升到14.9％)，即合金的强度和塑性得到同步提升。
Claims (8)
1.一种提高亚稳β钛合金双性能结构件强度和塑性的方法，其特征在于，包括以下步骤：
S1，将亚稳β钛合金用高能脉冲电流加热至β单相区，保温后空冷至室温，得到亚稳β钛合金双性能结构件；
S2，将亚稳β钛合金双性能结构件在755～765℃下保温，之后水冷至室温，得到高温淬火后的亚稳β钛合金双性能结构件；
S3，将高温淬火后的亚稳β钛合金双性能结构件在马弗炉中500～600℃保温250-300min，之后随炉冷却至室温，得到低温退火后的亚稳β钛合金双性能结构件。
2.根据权利要求1所述提高亚稳β钛合金双性能结构件强度和塑性的方法，其特征在于，S1中所述的亚稳β钛合金按照如下过程得到：
将未处理的亚稳β钛合金依次进行打磨、抛光和清洗处理，得到所述的亚稳β钛合金。
3.根据权利要求1所述提高亚稳β钛合金双性能结构件强度和塑性的方法，其特征在于，S1中所述亚稳β钛合金的形状为棒状或板状。
4.根据权利要求1所述提高亚稳β钛合金双性能结构件强度和塑性的方法，其特征在于，S1中所述亚稳β钛合金的原始组织为等轴组织。
5.根据权利要求4所述提高亚稳β钛合金双性能结构件强度和塑性的方法，其特征在于，等轴组织中等轴α相的直径尺寸为2～4μm，体积百分比为21％～30％。
6.根据权利要求1所述提高亚稳β钛合金双性能结构件强度和塑性的方法，其特征在于，S1中所述的β单相区为895～905℃。
7.根据权利要求1所述提高亚稳β钛合金双性能结构件强度和塑性的方法，其特征在于，S1中的保温时间为5～10min。
8.根据权利要求1所述提高亚稳β钛合金双性能结构件强度和塑性的方法，其特征在于，S2中的保温时间为10～30min。
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