CN116162876A - 一种提高(α+β)型钛合金综合力学性能的四重热处理工艺 - Google Patents
一种提高(α+β)型钛合金综合力学性能的四重热处理工艺 Download PDFInfo
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Abstract
本发明公开了一种提高(α+β)型钛合金综合力学性能的四重热处理工艺,该工艺包括:一、将(α+β)型钛合金在940℃~950℃保温2.5h~3h进行第一次固溶处理,出炉空冷;二、在780℃~800℃保温8h~10h进行第二次固溶处理,出炉空冷;三、在380℃~400℃保温8h~10h进行预时效处理,出炉空冷;四、在550℃~580℃保温4h~6h进行时效处理,出炉空冷。本发明采用双重固溶处理和双重时效的四重热处理工艺,很好地控制了(α+β)型钛合金中组织演变过程,使得(α+β)型钛合金获得具有三种α形态即初生α相、一定厚度片层α相和弥散细小α相组织的三态组织,有效改善了其综合力学性能。
Description
技术领域
本发明属于金属热处理技术领域,具体涉及一种提高(α+β)型钛合金综合力学性能的四重热处理工艺。
背景技术
近年来,航空、航天工业的发展要求发动机具有更大的推重比和更高的热效率,钛合金由于具有轻质、耐温、高强韧、耐腐蚀等优异性能,而被广泛应用于航空和航天等领域。目前,可以在使用温度为500℃以上长时工作的高温钛合金均为近α型钛合金和α+β型钛合金,其主要应用于航空发动机转子叶片及压气机盘等部件。
目前,国内已成功研制一种Ti-Al-Sn-Zr-Mo-W-Si系马氏体型高温钛合金(α+β)型,其名义成分为Ti-6Al-1.8Sn-4Zr-4Mo-1W-0.2Si,是一种α+β型两相钛合金,常用组织为双态组织,合金相变点为972℃。其特点是兼有BT9钛合金的高热强性和BT8钛合金的热稳定性,可在500~550℃下长期使用,使用寿命可达3000~6000h,可加工成锻模锻件和棒材。该合金可以通过热处理的方式进行强化,其再保证高强度的同时仍具有良好的塑性,是发动机用热强钛合金的理想材料。
α+β型钛合金与近α型钛合金相比,合金中既加入了α稳定元素,又加入了β稳定元素,β相的含量一般为10%~50%,铝当量几乎在6%以上,热处理过程中α相与β相能够同时得到强化,并且通过固溶强化,合金获得了相应的高温持久和蠕变强度;加入适当的β稳定元素(如钼)提高了瞬时强度和热稳定性,保证合金能够在500℃以下服役环境中长期安全工作。
目前,相关科研工作者使用机械热处理的工艺对α+β型钛合金进行强化,然而高温形变热处理中的变形阶段要在很高的温度下进行,变形过程中会发生动态回复和动态再结晶,这会使得变形过程中产生的位错等晶体缺陷大大减少甚至消失,冷却后能保留到室温的缺陷也很少,对后续时效过程中促进第二相析出的作用不显著,这样并不能大幅提高合金的力学性能。除热处理强化外,还可通过大塑性变形以及合金化的方式来提高α+β型钛合金的强度,但是这些方法在提高合金强度的同时,会不同程度地降低合金的塑性,从而导致合金的韧性很差,仍然不能满足高强韧钛合金结构件的性能要求。
发明内容
本发明所要解决的技术问题在于针对上述现有技术的不足,提供一种提高(α+β)型钛合金综合力学性能的四重热处理工艺。本发明采用双重固溶处理和双重时效的四重热处理工艺,很好地控制了(α+β)型钛合金中组织演变过程,使得(α+β)型钛合金获得具有三种α形态即初生α相、一定厚度片层α相和弥散细小α相组织的三态组织,有效改善了(α+β)型钛合金的综合力学性能。
为解决上述技术问题,本发明采用的技术方案为:一种提高(α+β)型钛合金综合力学性能的四重热处理工艺,其特征在于,该工艺包括以下步骤:
步骤一、将(α+β)型钛合金放置在温度为940℃~950℃的热处理炉中保温2.5h~3h进行第一次固溶处理,出炉空冷;
步骤二、将步骤一中经空冷后的(α+β)型钛合金放置在温度为780℃~800℃的热处理炉中保温8h~10h进行第二次固溶处理,出炉空冷;
步骤三、将步骤二中经空冷后的(α+β)型钛合金放置在温度为380℃~400℃的热处理炉中保温8h~10h进行预时效处理,出炉空冷;
步骤四、将步骤三中经空冷后的(α+β)型钛合金放置在温度为550℃~580℃的热处理炉中保温4h~6h进行时效处理,出炉空冷。
本发明采用双重固溶处理和双重时效的四重热处理工艺,首先在(α+β)/β转变温度以下的940℃~950℃保温2.5h~3h进行第一次固溶处理,以控制初生α相的含量,使其形成初生α相+马氏体相或初生α相+针状α相的组织,然后在(α+β)/β转变温度以下的780℃~800℃保温8h~10h进行第二次固溶处理,以控制片层α相的形态和尺度,使得第一次固溶处理后组织中的马氏体相或针状α相转变为具有一定厚度的片层α相,形成初生α相+一定厚度片层α相+残留β相的组织形态;继续在380℃~400℃保温8h~10h进行预时效处理,由于预时效处理的温度较低,α相无法形核,但过渡相β'或ω可以弥散形核,发生β相向β'或ω过渡相的转变,在550℃~580℃保温4h~6h的时效处理过程中,β'或ω过渡相为α相的形核提供了高密度的形核位置,从而获得更均匀、细小、弥散的α相组织。最终,本发明经四重热处理工艺后的(α+β)型钛合金获得具有三种α形态即初生α相、一定厚度片层α相和弥散细小α相组织的三态组织。等轴组织与双态组织虽然具有高的塑性和热稳定性,但材料的高温性能、抗疲劳裂纹扩展能力和断裂韧性较差;网篮组织与片层组织和等轴组织与双态组织相比,提高了材料的抗蠕变性能、抗冲击和断裂韧性,但是明显降低塑性和热稳定性,导致“β脆性”和“组织遗传性”;与前四种组织相比,本发明获得的三态组织即等轴初生α相、一定厚度片层α相、弥散细小α相,使得钛合金的强度、塑性、韧性得以兼顾,有效改善了(α+β)型钛合金的综合力学性能。
上述的一种提高(α+β)型钛合金综合力学性能的四重热处理工艺,其特征在于,步骤一中将(α+β)型钛合金放置在温度为950℃的热处理炉中保温3h进行第一次固溶处理,出炉空冷。
上述的一种提高(α+β)型钛合金综合力学性能的四重热处理工艺,其特征在于,步骤二中将步骤一中经空冷后的(α+β)型钛合金放置在温度为800℃的热处理炉中保温10h进行第二次固溶处理,出炉空冷。
上述的一种提高(α+β)型钛合金综合力学性能的四重热处理工艺,其特征在于,步骤三中将步骤二中经空冷后的(α+β)型钛合金放置在温度为400℃的热处理炉中保温10h进行预时效处理,出炉空冷。
上述的一种提高(α+β)型钛合金综合力学性能的四重热处理工艺,其特征在于,步骤四中将步骤三中经空冷后的(α+β)型钛合金放置在温度为580℃的热处理炉中保温6h进行时效处理,出炉空冷。
本发明中(α+β)型钛合金的组成元素按质量百分比计为:Al 6%~7%,Sn 1.5%~2%,Zr 3.5%~4.5%,Mo 3.5%~4%,W 0.5%~1.5%,Si 0.1%~0.3%,余量为Ti。
本发明与现有技术相比具有以下优点:
1、本发明采用双重固溶处理和双重时效的四重热处理工艺,很好地控制了(α+β)型钛合金中组织演变过程,使得(α+β)型钛合金获得具有三种α形态即初生α相、一定厚度片层α相和弥散细小α相组织的三态组织,有效改善了(α+β)型钛合金的综合力学性能。
2、本发明四重热处理后的(α+β)型钛合金的综合力学性能中抗拉强度为1118MPa~1148MPa,屈服强度为1022MPa~1032MPa,断后伸长率为12.5%~14.5%,断面收缩率为21%~33%,较常规固溶时效热处理后的(α+β)型钛合金的综合力学性能有所提高。
3、本发明的四重热处理工艺简单,易于操作,且流程少,耗时短,解决了α+β型钛合金组织调控困难的问题。
下面通过附图和实施例对本发明的技术方案作进一步的详细描述。
附图说明
图1为本发明实施例1中经四重热处理后的(α+β)型钛合金铸件的显微组织图。
图2为本发明对比例1中经热处理后的(α+β)型钛合金铸件的显微组织图。
图3为本发明实施例2经四重热处理后的(α+β)型钛合金铸件的显微组织图。
图4为本发明对比例2中经热处理后的(α+β)型钛合金铸件的显微组织图。
图5为本发明实施例1~2以及对比例1~2经热处理后的(α+β)型钛合金铸件的室温拉伸应力应变曲线图。
具体实施方式
实施例1
本实施例包括以下步骤:
步骤一、将(α+β)型钛合金铸件放置在温度为940℃的热处理炉中保温2.5h进行第一次固溶处理,出炉空冷;所述(α+β)型钛合金的组成元素按质量百分比计为:Al 6.5%,Sn2%,Zr 4%,Mo 4%,W 1%,Si 0.2%,余量为Ti;
步骤二、将步骤一中经空冷后的(α+β)型钛合金铸件放置在温度为780℃的热处理炉中保温8h进行第二次固溶处理,出炉空冷;
步骤三、将步骤二中经空冷后的(α+β)型钛合金铸件放置在温度为380℃的热处理炉中保温8h进行预时效处理,出炉空冷;
步骤四、将步骤三中经空冷后的(α+β)型钛合金铸件放置在温度为550℃的热处理炉中保温4h进行时效处理,出炉空冷。
对比例1
本对比例包括以下步骤:
步骤一、将(α+β)型钛合金铸件放置在温度为940℃的热处理炉中保温2.5h进行第一次固溶处理,出炉空冷;所述(α+β)型钛合金的组成元素按质量百分比计为:Al 6.5%,Sn2%,Zr 4%,Mo 4%,W 1%,Si 0.2%,余量为Ti;
步骤二、将步骤一中经空冷后的(α+β)型钛合金铸件放置在温度为550℃的热处理炉中保温4h进行时效处理,出炉空冷。
图1为本发明实施例1中经四重热处理后的(α+β)型钛合金铸件的显微组织图,从图1可以看出,该热处理工艺下的(α+β)型钛合金组织由白色等轴球状的初生α相(35%)、一定厚度的片层次生α相(11%)和分布有少量细小、无方向性的弥散时效α相的β转变组织(54%)组成,且时效针状α相交叉排列在β转变基体上。
图2为本发明对比例1中经热处理后的(α+β)型钛合金铸件的显微组织图,从图2可以看出,经对比例1中传统的固溶+时效热处理后的钛合金组织为双态组织。
将图1与图2进行比较可知,本发明的四重热处理工艺能够对(α+β)型钛合金的初生α相和β转变组织的含量和形态进行有效调控,该混合组织状态下(α+β)型钛合金的力学性能与传统热处理工艺处理得到的(α+β)型钛合金相比,室温抗拉强度、屈服强度、伸长率以及断面收缩率均得到提高,主要力学性能对比测试结果见图5和表1。
实施例2
本实施例包括以下步骤:
步骤一、将(α+β)型钛合金铸件放置在温度为940℃的热处理炉中保温2.5h进行第一次固溶处理,出炉空冷;所述(α+β)型钛合金的组成元素按质量百分比计为:Al 6.5%,Sn2%,Zr 4%,Mo 4%,W 1%,Si 0.2%,余量为Ti;
步骤二、将步骤一中经空冷后的(α+β)型钛合金铸件放置在温度为800℃的热处理炉中保温10h进行第二次固溶处理,出炉空冷;
步骤三、将步骤二中经空冷后的(α+β)型钛合金铸件放置在温度为400℃的热处理炉中保温10h进行预时效处理,出炉空冷;
步骤四、将步骤三中经空冷后的(α+β)型钛合金铸件放置在温度为580℃的热处理炉中保温6h进行时效处理,出炉空冷。
对比例2
本对比例包括以下步骤:
步骤一、将(α+β)型钛合金铸件放置在温度为950℃的热处理炉中保温3h进行第一次固溶处理,出炉空冷;所述(α+β)型钛合金的组成元素按质量百分比计为:Al 6.5%,Sn2%,Zr 4%,Mo 4%,W 1%,Si 0.2%,余量为Ti;
步骤二、将步骤一中经空冷后的(α+β)型钛合金铸件放置在温度为580℃的热处理炉中保温6h进行时效处理,出炉空冷。
图3为本发明实施例1中经四重热处理后的(α+β)型钛合金铸件的显微组织图,从图3可以看出,该热处理工艺下的(α+β)型钛合金组织由白色等轴球状的初生α相(41%)、一定厚度的片层次生α相(9%)和分布有少量细小、无方向性的弥散时效α相的β转变组织(50%)组成,且时效针状α相交叉排列在β转变基体上。
图4为本发明对比例1中经热处理后的(α+β)型钛合金铸件的显微组织图,从图4可以看出,经对比例1中传统的固溶+时效热处理后的钛合金组织为双态组织。
将图3与图4进行比较可知,本发明的四重热处理工艺能够对(α+β)型钛合金的初生α相和β转变组织的含量和形态进行有效调控,该混合组织状态下(α+β)型钛合金的力学性能与传统热处理工艺处理得到的(α+β)型钛合金相比,室温抗拉强度、屈服强度、伸长率以及断面收缩率均得到提高,主要力学性能对比测试结果见图5和表1。
表1
样品 | UTS(MPa) | YS(MPa) | EI(%) | RA(%) |
实施例1 | 1118 | 1022 | 14.5 | 33 |
对比例1 | 980 | 923 | 11 | 18 |
实施例2 | 1148 | 1032 | 13.5 | 21 |
对比例2 | 971 | 875 | 11.5 | 15 |
图5为本发明实施例1~2以及对比例1~2经热处理后的(α+β)型钛合金铸件的室温拉伸应力应变曲线图,从图5可以看出,相较于传统热处理工艺处理得到的(α+β)型钛合金,本发明的四重热处理工艺得到的(α+β)型钛合金的室温抗拉强度、伸长率均得到提高。
以上所述,仅是本发明的较佳实施例,并非对本发明作任何限制。凡是根据发明技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、变更以及等效变化,均仍属于本发明技术方案的保护范围内。
Claims (5)
1.一种提高(α+β)型钛合金综合力学性能的四重热处理工艺,其特征在于,该工艺包括以下步骤:
步骤一、将(α+β)型钛合金放置在温度为940℃~950℃的热处理炉中保温2.5h~3h进行第一次固溶处理,出炉空冷;
步骤二、将步骤一中经空冷后的(α+β)型钛合金放置在温度为780℃~800℃的热处理炉中保温8h~10h进行第二次固溶处理,出炉空冷;
步骤三、将步骤二中经空冷后的(α+β)型钛合金放置在温度为380℃~400℃的热处理炉中保温8h~10h进行预时效处理,出炉空冷;
步骤四、将步骤三中经空冷后的(α+β)型钛合金放置在温度为550℃~580℃的热处理炉中保温4h~6h进行时效处理,出炉空冷。
2.根据权利要求1所述的一种提高(α+β)型钛合金综合力学性能的四重热处理工艺,其特征在于,步骤一中将(α+β)型钛合金放置在温度为950℃的热处理炉中保温3h进行第一次固溶处理,出炉空冷。
3.根据权利要求1所述的一种提高(α+β)型钛合金综合力学性能的四重热处理工艺,其特征在于,步骤二中将步骤一中经空冷后的(α+β)型钛合金放置在温度为800℃的热处理炉中保温10h进行第二次固溶处理,出炉空冷。
4.根据权利要求1所述的一种提高(α+β)型钛合金综合力学性能的四重热处理工艺,其特征在于,步骤三中将步骤二中经空冷后的(α+β)型钛合金放置在温度为400℃的热处理炉中保温10h进行预时效处理,出炉空冷。
5.根据权利要求1所述的一种提高(α+β)型钛合金综合力学性能的四重热处理工艺,其特征在于,步骤四中将步骤三中经空冷后的(α+β)型钛合金放置在温度为580℃的热处理炉中保温6h进行时效处理,出炉空冷。
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