一种钛合金β转炉时效热处理工艺

摘要

本发明属于材料科学技术领域，涉及一种钛合金β转炉时效热处理工艺。钛合金坯料先进行α＋β锻造或β锻造，获得双态组织或网篮组织的锻件，锻件在β转变温度以上10℃～20℃加热，保温1h以上，然后将置于料盘的锻件直接转移到温度为300℃～650℃的另一热处理炉中，进行480℃～650℃时效，保温8h，空冷，通过调整转入的炉子温度和时效温度控制和调整锻件力学性能。该工艺处理的锻件横向抗拉强度平均值达1194MPa，相对低的屈服强度为1085MPa，相应的T-L方向的断裂韧度KIC单个值最低为。这种优异综合性能为高强度钛合金采用损伤容限设计提供了技术保证，大大提升高强度钛合金的应用水平。

权利要求

1.一种钛合金β转炉时效热处理工艺，其特征在于：钛合金坯料先进行α+β锻造或β锻造，获得双态组织或网篮组织的锻件，锻件在β转变温度以上10℃～20℃加热，保温

1h以上，然后将置于料盘的锻件直接转移到温度为300℃～650℃的另一热处理炉中，进行

480℃～650℃时效，保温8h，空冷，通过调整转入的炉子温度和时效温度控制和调整锻件力学性能。

2.根据权利要求1所述的一种钛合金β转炉时效热处理工艺，其特征在于：所述的钛合金为Ti-5.5Al-4Mo-6V-2Nb-1Fe、Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe或其他α-β型钛合金。

说明书

一种钛合金β转炉时效热处理工艺

技术领域

[0001] 本发明属于材料科学技术领域，涉及一种钛合金β转炉时效热处理工艺。

背景技术

[0002] 航空工业的发展对结构钛合金的综合性能提出了越来越高的要求，不仅要求高强度、高韧性和高淬透性，还要求有较高的塑性和疲劳性能。为此开发了一种新型高强度、高淬透钛合金（专利号：ZL 2009 10131445.2），其名义成分是Ti-5.5Al-4Mo-6V-2Nb-1Fe，密3
度为4.627g/cm，采用三元同晶型β稳定元素强化以提高塑性和韧性。该合金既有较高的铝当量，又有较高的钼当量，分别为5.5％和11.4％，属过渡型α-β型钛合金。期望该合金采用β热处理工艺可以达到上述高性能指标要求。对该合金锻件研究过的β热处理工艺主要有三种：（A）在合金的β转变温度（Tβ）以上10℃（T1）加热后空冷，再在Tβ-25℃加热后炉冷至750℃（T2）加热后空冷，再进行480℃～650℃（T4）时效。该工艺获得网篮组织。（B）在T1温度加热后炉冷至T2温度加热后空冷，再进行T4温度时效。该工艺获得不均匀片状组织，局部β相区没有析出片状α相。（C）在T1温度加热后直接炉冷至T4温度时效。该工艺获得均匀的片状组织。三种工艺显微组织见图1，其特征是β晶界α均较粗，晶内片状α较厚，三者没有实质性差异，所以力学性能也相近。三种工艺比较，A工艺最复杂，C工艺最简单，但其力学性能受到T1温度炉冷至T4温度的冷却速度影响，冷速越慢，强度越低，所以采用同一β热处理工艺参数，不同炉子和不同锻件厚度、大小可能会得到不同的强度，工艺较难控制。

[0003] A、B、C工艺的缺点是β晶界α很粗，晶内α片较厚，C工艺性能受冷却速度影响。这些都是由随炉冷却方式产生的，锻件炉冷时冷却速度比较慢，β晶界上不断地缓慢析出α相使晶界α很粗，晶内α片变厚。冷却速度越慢，析出的α相越多，剩余亚稳定β相越少，在T4温度时效时剩余β相弥散析出的次生α相也越少，所以强度越低。想要根本改变这种粗片状组织，必须大大加快冷却速度。通常采用的将炉门开一缝隙的方法效果不明显，而且会造成炉温不均匀。

发明内容

[0004] 本发明的目的就是针对现有钛合金β热处理工艺所存在的问题而设计提供一种钛合金β转炉时效热处理工艺。本发明技术方案是通过以下实验来实现的：钛合金坯料先进行α＋β锻造或β锻造，获得双态组织或网篮组织的锻件，锻件在β转变温度以上10℃～20℃加热，保温1h以上，然后将置于料盘的锻件直接转移到温度为300℃～650℃的另一热处理炉中，进行480℃～650℃时效，保温8h，空冷，通过调整转入的炉子温度和时效温度控制和调整锻件力学性能。

[0005] 所述的钛合金为Ti-5.5Al-4Mo-6V-2Nb-1Fe、Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe或其他α-β型钛合金。

[0006] 本发明具有的优点和有益效果，

[0007] 最有效的热处理方法是不用随炉冷却方式，而是采用转炉冷却方式，将在T1温度加热后的锻件直接转移到温度为300℃～650℃（T3）的另一热处理炉中进行T4温度的时效处理。该工艺利用转炉冷却速度较快获得一种新颖显微组织，称之为精细片状组织，其β晶界α很细，呈断续的、曲折的形态，晶内为不同位向的、排列很密的、很薄的片状α和时效β组成。该工艺处理的锻件横向抗拉强度平均值达1194MPa，相对低的屈服强度为1085MPa，相应的T-L方向的断裂韧度KIC单个值最低为 这种优异综合性能为高强度钛合金采用损伤容限设计提供了技术保证，大大提升高强度钛合金的应用水平。

附图说明

[0008] 图1 是 研 究 过 的 三 种β 热 处 理 工 艺 和 本 发 明 实 施 例1、2 中Ti-5.5Al-4Mo-6V-2Nb-1Fe钛合金锻件β热处理的显微组织，放大倍数500倍，其中，A为A工艺，B为B工艺，C为C工艺，D为D工艺，E为E工艺。

具体实施方式

[0009] 采用Ti-5.5Al-4Mo-6V-2Nb-1Fe钛合金φ150mm棒材，测定合金的β转变温度Tβ为868℃，经过α＋β锻造锻成一个70mm×140mm×300mm模锻件，在该锻件上切出6个φ13mm×72mm的横向拉伸试样坯。为了节省昂贵的钛合金试验用料，缩短试验周期，采用模拟锻件热处理方法，将上述的2个试样坯镶入中部位置加工有2个相应孔型的钛合金模拟锻件，分别进行3次β热处理工艺参数试验。试验结果列表1。由表1可见，试验（2）与（3）相比，转炉温度每升高10℃，抗拉强度降低约5MPa；试验（1）与（2）相比，此为转炉和时效双因素叠加变化，得出转炉温度或时效温度每升高10℃，抗拉强度降低约5MPa。

[0010] 这些定量关系为确定工艺参数提供了依据。3次工艺参数试验的显微组织相比，试验（2）和（3）较好。

[0011] 表1Ti-5.5Al-4Mo-6V-2Nb-1Fe钛合金模拟锻件β热处理室温拉伸性能[0012]

[0013] 以下将结合应用实例对本发明作进一步的详述：

[0014] 实施例1

[0015] 按照设计要求，锻件的横向抗拉强度平均值拟控制在1160MPa左右。为此参考试验（3）的工艺参数，首先确定转炉温度为600℃，以获得较好的组织，再将时效温度从540℃降低到500℃，能使抗拉强度提高20MPa。应用试验采用另一炉号的Ti-5.5Al-4Mo-6V-2Nb-1Fe钛合金φ200mm棒材，测定合金的β转变温度为867℃，经过α＋β锻造，锻成一个85mm×150mm×350mm自由锻件，在该锻件上切出一个试验锻件，进行β热处理试验：（D）Tβ＋10℃，保温1h，转炉600℃，炉冷至500℃，时效8h，空冷。锻件平均冷却速度为4.2℃/min。β热处理锻件力学性能列表2，同时列入B工艺对比性能。显微组织见图1。

[0016] 由表2可见，D工艺的横向抗拉强度平均值达到了1156MPa，与B工艺的1163MPa相近，性能具有可比性。二者的伸长率和断面收缩率相当，但与横向强度相对应的T-L方向的断裂韧度则D工艺要比B工艺的高很多，超出预期达到了前所未有的高水平，以致于只能获得KQ值。D工艺的另外一个突出的优点是具有相对低的屈服强度，即屈服强度比抗拉强度低很多，达112MPa，这对材料应用非常有利。D工艺的优异性能是由其获得一种新颖组织所决定，由于转炉的冷却速度比较快使得析出的晶界α非常细，而且呈断续的、曲折的形态，这一组织特征获得了较高的塑性。转炉冷却比随炉冷却经过β转变温度的速度要快，过冷度要大，可以获得更多的α晶核，使晶内形成更多不同位向的、排列很密的、很薄的片状α，促使裂纹频繁转向，增加扩展路径，大大提高断裂韧度。这种新颖组织称之为精细片状组织，与A、B、C工艺的组织相比有实质性差异。

[0017] 实施例2

[0018] 由于本发明工艺可以获得很高的断裂韧度，拟将抗拉强度平均值控制更高一些，达1180MPa以上。为此参考D工艺参数，将转炉温度降低到560℃，使抗拉强度提高20MPa以上。试验锻件与实施例1的相同，进行β热处理试验：（E）Tβ＋10℃，保温1h，转炉560℃，炉冷至500℃，时效8h，空冷。锻件平均冷却速度为6.0℃/min。β热处理锻件力学性能列表2。显微组织见图1。

[0019] 由表2可见，E工艺同样获得了优异的性能，横向抗拉强度平均值达到了1194MPa，同样有相对低的屈服强度，比抗拉强度低109MPa，

[0020] 仍有较高的塑性，而相应的T-L方向的断裂韧度KIC单个值最低为该性能达到了采用损伤容限设计的中强度Ti-6Al-4V钛合金厚板β退火水平，AMS4905D规定σb≥896MPa，KIC或 这种高强度、高韧性的优异综合
性能为高强度钛合金采用损伤容限设计提供了技术保证，大大提升高强度钛合金的应用水平。E工艺的组织特征与D工艺的相同。

[0021] 上述2项实施例充分证明本发明工艺的创造性和稳定性。该工艺在实际生产中应用，与实验室相比主要是热处理炉子大，锻件厚大，对转炉的锻件冷却速度有影响。炉子大，锻件的散热空间大，会提高锻件的冷却速度；相反，锻件厚大又会降低锻件的冷却速度。所以要依据实际生产条件对转炉温度和时效温度进行调整，使锻件的力学性能符合技术要求。在实际生产中，转炉操作采用龙门叉车完成，既方便，转移时间又短，完全可以实现本发明工艺的产业化。

[0022] 表2Ti-5.5Al-4Mo-6V-2Nb-1Fe钛合金锻件室温力学性能

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