含铁亚稳β钛合金的热处理方法

摘要

本发明提供一种含铁亚稳β钛合金的热处理方法，通过等静压技术或增材制造技术制备得到含铁亚稳β钛合金成型件，再对含铁亚稳β钛合金成型件进行高温热处理，之后随炉冷却至室温，得到第一含铁亚稳β钛合金。本发明的热处理方法可以在抑制或避免β斑点形成的同时，保证含铁亚稳β钛合金的力学性能，并得到具备中等强度和良好塑性的钛合金材料。

权利要求

1.一种含铁亚稳β钛合金的热处理方法，其特征在于，具体步骤包括：以含铁钛合金粉末为原料，通过等静压技术或增材制造技术制备得到含铁亚稳β钛合金成型件，并确定含铁亚稳β钛合金的β相变温度；

将所述含铁亚稳β钛合金成型件置于空气电阻炉内进行升温处理，升温至第一温度区间后，保温处理；所述第一温度区间控制在β相变温度以上90℃ 110℃；

~

保温完成后，随炉冷却至室温，得到第一含铁亚稳β钛合金；

所述含铁钛合金粉末为Ti35421，包括以下成分：Al：2.80 3.20 wt.%，Mo：4.50 5.20 ~ ~wt.%，Cr：3.50 4.20 wt.%，Zr：1.80 2.10 wt.%，Fe：0.80 1.20 wt.%，杂质元素O≤0.08 ~ ~ ~wt.%，H≤0.01 wt.%，C≤0.01 wt.%。

2.根据权利要求1所述的含铁亚稳β钛合金的热处理方法，其特征在于，含铁亚稳β钛合金成型件在所述空气电阻炉内的升温处理过程中，以20 50℃/min的速率升温至β相变温度~以上90℃ 110℃，保温时间为1 2h。

~ ~

3.根据权利要求1所述的含铁亚稳β钛合金的热处理方法，其特征在于，所述第一含铁亚稳β钛合金具有70% 80%的亚稳β相和20% 30%的初生ɑ相。

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4.根据权利要求1所述的含铁亚稳β钛合金的热处理方法，其特征在于，所述热处理方法还包括以下步骤：将得到的第一含铁亚稳β钛合金在第二温度区间进行固溶热处理，随后取出冷却，得到第二含铁亚稳β钛合金，所述第二温度区间控制在所述β相变温度以下20℃ 50℃。

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5.根据权利要求4所述的含铁亚稳β钛合金的热处理方法，其特征在于，所述固溶热处理，其中：当第一含铁亚稳β钛合金的厚度或直径≤25mm时，固溶热处理的保温时间≥1h；

并且，在第一含铁亚稳β钛合金的厚度或直径每增加5mm，保温时间增加T1周期，T1≥

10min。

6.根据权利要求4所述的含铁亚稳β钛合金的热处理方法，其特征在于，所述固溶热处理，其中：当第一含铁亚稳β钛合金的厚度或直径≤25mm，固溶热处理后采用水冷、油冷或空冷的冷却方法；

当第一含铁亚稳β钛合金的厚度或直径大于25mm，固溶热处理后采用水冷或油冷的冷却方法。

7.根据权利要求4所述的含铁亚稳β钛合金的热处理方法，其特征在于，所述第二含铁亚稳β钛合金具有90% 95%的亚稳β相和5% 10%的初生ɑ相。

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8.根据权利要求4‑7中任意一项所述的含铁亚稳β钛合金的热处理方法，其特征在于，所述热处理方法还包括以下步骤：将得到的第二含铁亚稳β钛合金在第三温度区间进行时效热处理，得到第三含铁亚稳β钛合金；

其中，时效热处理的保温时间为4 16h，其中第三温度区间控制在480℃ 560℃。

~ ~

9.根据权利要求8所述的含铁亚稳β钛合金的热处理方法，其特征在于，所述第三含铁亚稳β钛合金的相成分包括次生ɑ相、初生ɑ相和亚稳β相。

说明书

含铁亚稳β钛合金的热处理方法

技术领域

[0001] 本发明涉及钛及钛合金热处理技术领域，具体而言涉及一种含铁亚稳β钛合金的热处理方法。

背景技术

[0002] Ti35421(Ti‑3Al‑5Mo‑4Cr‑2Zr‑1Fe)是一种新型低成本高强度钛合金，含有1wt.％的铁元素，钼当量数值约13～14，铝当量数值约4，是一种含铁亚稳β钛合金。与其他种类的钛合金相同，对于含铁亚稳β钛合金，其主要研究也是集中在如何提高钛合金强度，以及如何同时获得高塑性和高强度的钛合金的研究上。

[0003] 目前，常用处理方法主要是固溶时效热处理，含铁亚稳β钛合金在固溶处理后具有非常好的工艺塑性和冷成型性，焊接性能良好，而经过时效热处理后可以达到很高的强度，但整个过程中难以获得具备中等强度和良好塑性的钛合金材料，从而无法进行进一步的强塑性匹配，以满足不同应用的需求。

[0004] 另外，传统固溶处理通常在相转变点附近进行，富铁区优先进行β相转变，转变后对铁元素的溶解度继续增加，继而形成β斑点，造成了塑性和疲劳性能的急剧下降，热处理的性能稳定性和重现性较差，影响含铁亚稳β钛合金的性能稳定性和再现性，但如果提高固溶温度，又会出现晶粒过度生长，从而导致合金性能不可逆的恶化问题。

[0005] 因此，需要一种处理方法，可以在抑制或避免β斑点形成的同时，保证含铁亚稳β钛合金的力学性能，并获得中等强度和良好塑性的钛合金材料。

发明内容

[0006] 本发明目的在于针对现有技术的不足，提供一种含铁亚稳β钛合金的热处理方法，该热处理方法可以在抑制或避免β斑点形成的同时，保证含铁亚稳β钛合金的力学性能，并得到具备中等强度和良好塑性的钛合金材料。

[0007] 为实现上述目的，本发明所采用的技术方案如下：

[0008] 一种含铁亚稳β钛合金的热处理方法，具体步骤包括：

[0009] 以含铁钛合金粉末为原料，通过等静压技术或增材制造技术制备得到含铁亚稳β钛合金成型件，并确定含铁亚稳β钛合金的β相变温度；

[0010] 将所述含铁亚稳β钛合金成型件置于空气电阻炉内进行升温处理，升温至第一温度区间后，保温处理；所述第一温度区间控制在β相变温度以上90℃～110℃；

[0011] 保温完成后，随炉冷却至室温，得到第一含铁亚稳β钛合金。

[0012] 优选的，所述含铁钛合金粉末包括以下成分：Al：2.80～3.20wt.％，Mo：4.50～5.20wt.％，Cr：3.50～4.20wt.％，Zr：1.80～2.10wt.％，Fe：0.80～1.20wt.％，杂质元素O≤0.08wt.％，H≤0.01wt.％，C≤0.01wt.％。

[0013] 优选的，含铁亚稳β钛合金成型件在所述空气电阻炉内的升温处理过程中，以20～50℃/min的速率升温至β相变温度以上90℃～110℃，保温时间为1～2h。

[0014] 优选的，所述第一含铁亚稳β钛合金具有70％～80％的亚稳β相和20％～30％的初生ɑ相。

[0015] 优选的，所述热处理方法还包括以下步骤：

[0016] 将得到的第一含铁亚稳β钛合金在第二温度区间进行固溶热处理，随后取出冷却，得到第二含铁亚稳β钛合金，所述第二温度区间控制在所述β相变温度以下20℃～50℃。

[0017] 优选的，所述固溶热处理，其中：

[0018] 当第一含铁亚稳β钛合金的厚度或直径≤25mm时，固溶热处理的保温时间≥1h；

[0019] 并且，在第一含铁亚稳β钛合金的厚度或直径每增加5mm，保温时间增加T1周期，T1≥10min。

[0020] 优选的，所述固溶热处理，其中：

[0021] 当第一含铁亚稳β钛合金的厚度或直径≤25mm，固溶热处理后采用水冷、油冷或空冷的冷却方法；

[0022] 当第一含铁亚稳β钛合金的厚度或直径大于25mm，固溶热处理后采用水冷或油冷的冷却方法。

[0023] 优选的，所述第二含铁亚稳β钛合金具有90％～95％的亚稳β相和5％～10％的初生ɑ相。

[0024] 优选的，所述热处理方法还包括以下步骤：

[0025] 将得到的第二含铁亚稳β钛合金在第三温度区间进行时效热处理，得到第三含铁亚稳β钛合金；

[0026] 其中，前述时效热处理的保温时间为4～16h，其中第三温度区间控制在480℃～560℃。

[0027] 优选的，所述第三含铁亚稳β钛合金的相成分包括次生ɑ相、初生ɑ相和亚稳β相。

[0028] 结合以上技术方案的钛合金的热处理方法，本发明的有益效果在于：

[0029] 1、本发明的含铁亚稳β钛合金的热处理方法，通过等静压技术或增材制造技术制备得到含铁亚稳β钛合金成型件，之后将含铁亚稳β钛合金成型件在β相转变点以上90～110℃进行保温过程，使得原始组织中的初生α相和次生α相全部转化为β相，因减少了α相的阻碍，铁元素可以充分地在β相中扩散，缓解了铁元素的偏析；随后炉冷，由于采用空气电阻炉，温度可在短时间内降低至β相转变点以下，α相优先在晶界析出，有效阻挡铁元素在晶粒之间的再次偏析，抑制或避免了铁元素导致的β斑点，增加了热处理的稳定性，且避免了因晶粒过度生长而导致的合金性能不可逆的恶化；同时，因炉冷使初生α相在晶界和晶界附近充分生长，由于α相强度高于β相，而β相塑性远高于α相，裂纹扩展优先在β晶粒内部进行，并在经过晶界时消耗大量能量，此时得到具有70％～80％的亚稳β和20％～30％的初生ɑ相的亚稳β钛合金，该亚稳β钛合金具备中等强度和良好的塑性。

[0030] 2、本发明的含铁亚稳β钛合金的热处理方法，将铁元素充分扩散在β相中，且有效阻挡铁元素在晶粒之间的再次偏析，从而保证了后续的进一步固溶时效处理的稳定性和再现性；且本发明的热处理方法可以结合固溶处理，或者固溶时效处理，从而根据实际需求调控出不同强塑性匹配关系的含铁亚稳β钛合金材料，以满足不同应用的需求。

附图说明

[0031] 图1a是本发明实施例1中获得的原始Ti35421钛合金在100倍下的微观组织图。

[0032] 图1b是本发明实施例1中获得的原始Ti35421钛合金在500倍下的微观组织图。

[0033] 图2a是本发明实施例1中Ti35421钛合金在β相转变点以上热处理后，在100倍下的微观组织图。

[0034] 图2b是本发明实施例1中Ti35421钛合金在β相转变点以上热处理后，在500倍下的微观组织图。

[0035] 图3a是本发明实施例1中Ti35421钛合金固溶热处理后，在100倍下的微观组织图。

[0036] 图3b是本发明实施例1中Ti35421钛合金固溶热处理后，在500倍下的微观组织图。

[0037] 图4a是本发明实施例1中Ti35421钛合金固溶时效热处理后，在100倍下的微观组织图。

[0038] 图4b是本发明实施例1中Ti35421钛合金固溶时效热处理后，在500倍下的微观组织图。

[0039] 图5是本发明实施例1中Ti35421钛合金在不同热处理阶段的室温拉伸应力‑应变曲线图。

[0040] 图6a是本发明对比例1中Ti35421钛合金在100倍下的微观组织图。

[0041] 图6b是本发明对比例1中Ti35421钛合金在500倍下的微观组织图。

具体实施方式

[0042] 为了更了解本发明的技术内容，特举具体实施例并配合所附图式说明如下。

[0043] 在本公开中参照附图来描述本发明的各方面，附图中示出了许多说明的实施例。本公开的实施例不必定意在包括本发明的所有方面。应当理解，上面介绍的多种构思和实施例，以及下面更加详细地描述的那些构思和实施方式可以以很多方式中任意一种来实施。

[0044] 本发明提供了一种含铁亚稳β钛合金的热处理方法，通过等静压技术或增材制造技术等制备工艺，以Ti35421粉末为原材料，制备得到含铁亚稳β钛合金成型件。再对含铁亚稳β钛合金成型件进行高温热处理使铁元素充分扩散，抑制或避免铁元素偏析导致的β斑，增加后续固溶时效热处理的性能稳定性和再现性，同时可利用炉冷在晶界或晶界附件生产较为粗大的初生α相，获得中等的强度和良好的塑性。

[0045] 在具体的实施例中，具体步骤包括：

[0046] 以含铁钛合金粉末为原料，通过等静压技术或增材制造技术制备得到含铁亚稳β钛合金成型件，并确定含铁亚稳β钛合金的β相变温度；

[0047] 将所述含铁亚稳β钛合金成型件进行高温热处理，将ɑ相全部转化为β相，使铁元素充分扩散；

[0048] 之后随炉冷却至室温，使β相尽可能的转变为较为粗大的初生α相，得到第一含铁亚稳β钛合金。

[0049] 作为可选的方案，前述的高温热处理的过程包括：将所述含铁亚稳β钛合金成型件置于空气电阻炉内进行升温处理，升温至第一温度区间后，保温处理，将ɑ相全部转化为β相，使铁元素充分扩散。其中，前述第一温度区间控制在β相变温度以上90℃～110℃。

[0050] 在优选的实施例中，所述含铁钛合金粉末包括以下成分：Al：2.80～3.20wt.％，Mo：4.50～5.20wt.％，Cr：3.50～4.20wt.％，Zr：1.80～2.10wt.％，Fe：0.80～1.20wt.％，杂质元素O≤0.08wt.％，H≤0.01wt.％，C≤0.01wt.％。

[0051] 在优选的实施例中，含铁亚稳β钛合金成型件在空气电阻炉内，含铁亚稳β钛合金成型件在所述空气电阻炉内的升温处理过程中，以20～50℃/min的速率升温至β相变温度以上90℃～110℃，保温时间为1～2h；尤为优选的，空气电阻炉的炉温控制精度在±5℃，以保证升温过程的线性均匀升温。

[0052] 在优选的实施例中，所述第一含铁亚稳β钛合金具有70％～80％的亚稳β和20％～30％的初生ɑ相，获得具备中等强度和良好塑性的第一含铁亚稳β钛合金。

[0053] 在优选的实施例中，得到含铁亚稳β钛合金成型件后，应先确定含铁亚稳β钛合金成型件的元素分布，可在多个位置进行成分测试，要求含铁亚稳β钛合金成型件的元素分布均匀，不同位置主元素含量的差值≤0.3wt.％，即任意两个不同的测试位置的主元素含量的偏差值的绝对值控制在≤0.3wt.％范围内。

[0054] 在一些实施例中，尤其应排除宏观偏析严重的产品，偏析倾向严重的铁元素的含量差值≤0.2wt.％。这是因为制备过程导致的宏观偏析或导致无法再进行热处理，需要排除该批次的产品。

[0055] 在可选的实施例中，在确定含铁亚稳β钛合金成型件的β相变温度时，采用金相法或差热分析法测定β相变温度。

[0056] 在优选的实施例中，在测定β相变温度时，需将相变温度的测定精度控制在≤5℃，这是因为不同批次的含铁亚稳β钛合金的β相转变温度可能因为成分的偏差而有较大差距。

[0057] 在优选的实施例中，含铁亚稳β钛合金成型件在β相变温度以上90℃～110℃高温保温前，先置于β相变温度以下30℃～70℃保温1～2h，炉冷至室温后，再在β相变温度以上90℃～110℃高温保温，以此降低含铁亚稳β钛合金成型件内部的储存能，协同抑制后续过程中的晶粒生长。

[0058] 在优选的实施例中，所述热处理方法还包括以下步骤：

[0059] 将得到的第一含铁亚稳β钛合金在第二温度区间进行固溶热处理，随后取出冷却，使大部分的初生α相再次转化为β相，随后取出冷却，快冷使β相保留至室温，得到第二含铁亚稳β钛合金；其中，所述第二温度区间控制在所述β相变温度以下20℃～50℃。

[0060] 在优选的实施例中，所述固溶热处理，其中：

[0061] 当第一含铁亚稳β钛合金的厚度或直径≤25mm时，固溶热处理的保温时间≥1h，保证将合金内部烧透即可；

[0062] 并且，在第一含铁亚稳β钛合金的厚度或直径每增加5mm，保温时间增加T1周期，T1≥10min。

[0063] 在另一个优选的实施例中，所述固溶热处理，其中：

[0064] 当第一含铁亚稳β钛合金的厚度或直径≤25mm，固溶热处理后采用水冷、油冷或空冷的冷却方法；

[0065] 当第一含铁亚稳β钛合金的厚度或直径大于25mm，固溶热处理后采用水冷或油冷的冷却方法。

[0066] 在另外的优选实施例中，固溶热处理在水冷或油冷时要迅速，入水或入油前的表面瞬时温度应控制[t1,t2]区间范围内，其中，t1的取值为：固溶热处理温度‑50℃，t2为固溶热处理温度。

[0067] 在优选的实施例中，所述第二含铁亚稳β钛合金具有90％～95％的亚稳β相和5％～10％的初生ɑ相，获得具备可接受强度和优异塑性的第二含铁亚稳β钛合金材料。

[0068] 在另外优选的实施例中，所述热处理方法还包括以下步骤：

[0069] 将得到的第二含铁亚稳β钛合金在第三温度区间进行时效热处理，得到第三含铁亚稳β钛合金；

[0070] 其中，时效热处理的保温时间为4～16h，其中第三温度区间控制在480℃～560℃。

[0071] 在优选的实施例中，在进行时效热处理时，第二含铁亚稳β钛合金中的亚稳β相析出大量的次生ɑ相，因此，得到的第三含铁亚稳β钛合金的相成包括次生ɑ相、初生ɑ相和亚稳β相。

[0072] 在优选的实施例中，固溶热处理和时效热处理中，保温过程均采用空气电阻炉、气氛保护炉或真空炉，应该理解为，炉温度控制精度都在±5℃，以保持精度。

[0073] 应该理解为，获得的第一含铁亚稳β钛合金具有中等强度和良好塑性，是相对于第二含铁亚稳β钛合金和第三含铁亚稳β钛合金的强度和塑性而言，第一含铁亚稳β钛合金的强度处于第二含铁亚稳β钛合金和第三含铁亚稳β钛合金中的较高强度和较低强度之间，第一含铁亚稳β钛合金的塑性也处于第二含铁亚稳β钛合金和第三含铁亚稳β钛合金中的较高塑性和较低塑性之间。

[0074] 为了便于更好的理解，下面结合具体实例对本发明进行进一步说明，但加工工艺不限于此，且本发明内容不限于此。

[0075] 【实施例1】

[0076] 步骤1、将规格53～235μm的Ti35421金属粉末振实置入热等静压包套中，抽真空并封口，在140MPa压力下按照840℃/4h/FC热等静压工艺制备Ti35421棒材，取 棒状样品。

[0077] 该阶段的Ti35421金相见图1，从图中可以看出，此时晶界为连续的α相，会阻挡铁元素在晶粒之间扩散；晶粒内部分布着较为短小的初生α相，裂纹容易绕过α相进行扩散，强度较低。

[0078] 步骤2、随机取三个样品进行化学成分测试，结果如表1所示。

[0079] 表1

[0080]

[0081] 步骤3、利用淬火金相法分别测试了800℃、810℃、815℃和820℃的金相组织，确定β相变温度约为815℃，并确认热处理炉精度。

[0082] 步骤4、将步骤1所述Ti35421钛合金棒状样品放置在空气电阻炉内，按照30℃/min升温至920℃，保温1h，随炉冷却至室温。

[0083] 该阶段的Ti35421金相见图2，从图中可以看出，此时，高温消除了晶界α相，有利于铁元素的均匀化，降温后再次生成的晶界α相可阻挡铁元素的再次偏析；晶界附近粗大的初生α相能够有效阻挡裂纹扩展增加强度，晶粒内部大量的亚稳β相有助于提高塑性。

[0084] 步骤5、将空气电阻炉升温至780℃，将步骤4所述Ti35421钛合金棒状样品放置炉内保温1h，随后取出空冷至室温。

[0085] 固溶状态的Ti35421金相见图3，从图中可以看出，此时，β相转变点以下固溶使大量初生α相转化为亚稳β相，强度降低，塑性得到明显提升。

[0086] 步骤6、将空气电阻炉升温至540℃，将步骤5所述Ti35421钛合金棒状样品放置炉内保温8h，随后取出空冷至室温。

[0087] 固溶时效状态的Ti35421金相见图4，从图中可以看出，时效处理使步骤5中的亚稳β相中析出大量细小的次生α相，可以有效明显裂纹扩展，强度急剧增加，同时亚稳β相大量减少，塑性急剧下降。

[0088] 步骤7、根据GBT228.1《金属材料室温拉伸试验方法》测试步骤1、步骤4、步骤5和步骤6所述棒状Ti35421钛合金材料的室温拉伸力学性能，结果如表2所示，应力‑应变曲线见图5。

[0089] 表2

[0090] 热处理阶段 屈服强度 抗拉强度 断后延伸率步骤1 952MPa 1070MPa 9.9％
步骤4 1014MPa 1109MPa 11.4％
步骤5 859MPa 893MPa 15.2％
步骤6 1194MPa 1270MPa 5.8％

[0091] 结合图5和表2的结果，可以看出，通过高温保温(步骤4)后，合金材料相对于步骤5和步骤6，可以获得中等强度和良好塑性。

[0092] 【实施例2】

[0093] 步骤1、取规格75～180μm的Ti35421金属粉末，利用激光定向能量沉积工艺制备块状样品，其中激光功率1600W，激光斑点直径3mm，扫描间距1.6mm，扫描速度600mm/min，制备层厚0.5mm，取 棒状样品。

[0094] 步骤2、在原始Ti35421块取左中右三个位置进行化学成分测试，结果如表3所示。

[0095] 表3

[0096]

[0097] 步骤3、利用淬火金相法分别测试了790℃、800℃、810℃和820℃的金相组织，确定β相变温度在800～810℃，进一步利用差热分析法确定相变温度约为805℃。

[0098] 步骤4、将步骤1所述Ti35421钛合金材料放置在空气电阻炉内，按照30℃/min升温至910℃，保温1h，随炉冷却至室温。

[0099] 步骤5、将空气电阻炉升温至780℃，将步骤4所述Ti35421钛合金棒状样品放置炉内保温1h，随后取出空冷至室温。

[0100] 步骤6、将空气电阻炉升温至540℃，将步骤5所述棒状Ti35421钛合金材料放置炉内保温8h，随后取出空冷至室温。

[0101] 步骤7、根据GBT228.1《金属材料室温拉伸试验方法》测试步骤1、步骤4、步骤5和步骤6所述Ti35421钛合金棒状样品的室温拉伸力学性能，结果如表4所示。

[0102] 表4

[0103] 热处理阶段 屈服强度 抗拉强度 断后延伸率步骤1 1429MPa 1492MPa 2.5％
步骤4 1108MPa 1184MPa 6.2％
步骤5 935MPa 964MPa 15.2％
步骤6 1315MPa 1368MPa 4.1％

[0104] 从表中可以看出，通过高温保温(步骤4)后，合金材料相对于步骤5和步骤6，可以获得中等强度和良好塑性。

[0105] 【实施例3】

[0106] 步骤1、利用粉末冶金工艺制样，将规格53～235μm的Ti35421金属粉末振实置入热等静压包套中，抽真空并封口，在140MPa压力下按照840℃/4h/FC热等静压工艺制备Ti35421棒材，取 棒状样品。

[0107] 步骤2、随机取三个样品进行化学成分测试，结果如表5所示。

[0108] 表5

[0109]

[0110] 步骤3、利用淬火金相法分别测试了800℃、810℃、815℃和820℃的金相组织，确定β相变温度约为815℃，并确认热处理炉精度。

[0111] 步骤4、将空气电阻炉升温至765℃，将步骤1所述Ti35421钛合金棒状样品放置炉内保温1h，随后取出炉冷至室温。

[0112] 步骤5、将步骤4所述Ti35421钛合金棒状样品放置在空气电阻炉内，按照30℃/min升温至920℃，保温1h，随炉冷却至室温。

[0113] 步骤6、将空气电阻炉升温至780℃，将步骤5所述Ti35421钛合金棒状样品放置炉内保温1h，随后取出空冷至室温。

[0114] 步骤7、将空气电阻炉升温至540℃，将步骤6所述Ti35421钛合金棒状样品放置炉内保温8h，随后取出空冷至室温。

[0115] 步骤8、根据GBT228.1《金属材料室温拉伸试验方法》测试步骤1、步骤5、步骤6和步骤7所述棒状Ti35421钛合金材料的室温拉伸力学性能，结果如表6所示。

[0116] 表6

[0117]热处理阶段 屈服强度 抗拉强度 断后延伸率
步骤1 945MPa 1054MPa 9.5％
步骤5 1054MPa 1160MPa 12.3％
步骤6 890MPa 933MPa 16.4％
步骤7 1217MPa 1295MPa 6.7％

[0118] 从表中可以看出，通过高温保温(步骤4)后，合金材料相对于步骤5和步骤6，可以获得中等强度和良好塑性。

[0119] 【实施例4】

[0120] 步骤1、利用增材制造工艺制样，取规格75～180μm的Ti35421金属粉末，利用激光定向能量沉积工艺制备块状样品，其中激光功率1600W，激光斑点直径3mm，扫描间距1.6mm，扫描速度600mm/min，制备层厚0.5mm，取 棒状样品。

[0121] 步骤2、在原始Ti35421块取左中右三个位置进行化学成分测试，结果如表7所示。

[0122] 表7

[0123]

[0124] 步骤3、利用淬火金相法分别测试了790℃、800℃、810℃和820℃的金相组织，确定β相变温度在800～810℃，进一步利用差热分析法确定相变温度约为805℃。

[0125] 步骤4、将空气电阻炉升温至755℃，将步骤1所述Ti35421钛合金棒状样品放置炉内保温1h，随后取出炉冷至室温。

[0126] 步骤5、将步骤4所述Ti35421钛合金材料放置在空气电阻炉内，按照30℃/min升温至910℃，保温1h，随炉冷却至室温。

[0127] 步骤6、将空气电阻炉升温至780℃，将步骤5所述Ti35421钛合金棒状样品放置炉内保温1h，随后取出空冷至室温.

[0128] 步骤7、将空气电阻炉升温至540℃，将步骤6所述棒状Ti35421钛合金材料放置炉内保温8h，随后取出空冷至室温。

[0129] 步骤8、根据GBT228.1《金属材料室温拉伸试验方法》测试步骤1、步骤5、步骤6和步骤7所述Ti35421钛合金棒状样品的室温拉伸力学性能，结果如表8所示。

[0130] 表8

[0131]热处理阶段 屈服强度 抗拉强度 断后延伸率
步骤1 1403MPa 1481MPa 3.1％
步骤4 1141MPa 1205MPa 6.1％
步骤5 952MPa 989MPa 15.9％
步骤6 1334MPa 1395MPa 5.1％

[0132] 从表中可以看出，通过高温保温(步骤4)后，合金材料相对于步骤5和步骤6，可以获得中等强度和良好塑性。

[0133] 【对比例1】

[0134] 采用与实施例1相同的材料和步骤，只是没有步骤4，其性能测试结果如表9所示。

[0135] 表9

[0136] 热处理阶段 屈服强度 抗拉强度 断后延伸率步骤1 952MPa 1070MPa 9.9％
步骤5 862MPa 892MPa 13.5％
步骤6 1184MPa 1247MPa 4.1％

[0137] 【对比例2】

[0138] 采用与实施例2相同的材料和步骤，只是没有步骤4，其性能测试结果如表10所示。

[0139] 表10

[0140]

[0141]

[0142] 【对比例3】

[0143] 步骤1、利用锻造工艺制样，将海绵钛、Al‑80Mo合金、Al‑85V合金、纯铝丝、纯铬、纯铁、纯锆按照一定重量比例搅拌均匀，经过三次熔炼、两次锻造以及一次轧制制备Ti35421板材，取 棒状样品；

[0144] 步骤2、在原始Ti35421板材取上中下三个位置进行化学成分测试，结果如表11所示：

[0145] 表11

[0146]

[0147] 步骤3、利用淬火金相法分别测试了790℃、800℃、810℃和820℃的金相组织，确定β相变温度在800～810℃，进一步利用差热分析法确定相变温度约为803℃；

[0148] 步骤4将步骤4所述Ti35421钛合金材料放置在空气电阻炉内，按照30℃/min升温至910℃，保温1h，随炉冷却至室温；

[0149] 步骤5、将空气电阻炉升温至780℃，将步骤5所述Ti35421钛合金棒状样品放置炉内保温1h，随后取出空冷至室温；

[0150] 步骤6、将空气电阻炉升温至540℃，将步骤6所述棒状Ti35421钛合金材料放置炉内保温8h，随后取出空冷至室温；

[0151] 步骤7、根据GBT228.1《金属材料室温拉伸试验方法》测试步骤1、步骤5、步骤6和步骤7所述Ti35421钛合金棒状样品的室温拉伸力学性能，结果如表12所示：

[0152] 表12

[0153] 热处理阶段 屈服强度 抗拉强度 断后延伸率步骤1 1288MPa 1361MPa 7.2％
步骤4 1051MPa 1168MPa 8.5％
步骤5 951MPa 968MPa 9.7％
步骤6 1240MPa 1313MPa 4.6％

[0154] 实施例1‑4的测试可以看出，通过结合等静压技术和高温热处理，或者增材制造技术和高温热处理，可以获得中等强度和良好塑性的合金材料，且避免了因出现晶粒过度生长而导致的合金性能不可逆的恶化，这可能是由于晶粒在制备中没有经过破碎，内部储存能较少，再结晶驱动力不足的原因。

[0155] 实施例3和4的结果可以看出，合金在等静压技术或者增材制造成型后，先在在β相转变温度以下30℃～70℃保温1～2h后再进行高温保温处理，各步骤所得钛合金的性能更优，这可能是因为经过低于β相转变点以下的退火处理后可进一步降低其储存能，最终通过各步骤的协同，进一步抑制了晶粒的长大。

[0156] 对比例1和2的结果可以看出，没有高温保温的合金，其铁元素扩散不均匀，从而导致了β斑的形成(图6中的圆圈)，且无法获得中等强度和良好塑性；而对比例3的结果可以看出，当采用锻造成型方法和高温保温结合，步骤4和5所得钛合金，强度均低于步骤1所得钛合金，同时塑性也并没有较高的提升，而步骤6所得钛合金的强度和塑性均低于原始状态，均未有提升，这表明，其性能出现了劣化情况，这是由于晶粒出现了过度增长。

[0157] 综上，本发明的热处理方法可以在抑制或避免了β斑点形成的同时，保证含铁亚稳β钛合金的力学性能，避免因出现晶粒过度生长而导致的合金性能不可逆的恶化，并可得到具备中等强度和良好塑性的钛合金材料。

[0158] 虽然本发明已以较佳实施例揭露如上，然其并非用以限定本发明。本发明所属技术领域中具有通常知识者，在不脱离本发明的精神和范围内，当可作各种的更动与润饰。因此，本发明的保护范围当视权利要求书所界定者为准。